BR112014002875B1 - chapas de aço laminadas a quente, e métodos para produção das mesmas - Google Patents

chapas de aço laminadas a quente, e métodos para produção das mesmas Download PDF

Info

Publication number
BR112014002875B1
BR112014002875B1 BR112014002875-3A BR112014002875A BR112014002875B1 BR 112014002875 B1 BR112014002875 B1 BR 112014002875B1 BR 112014002875 A BR112014002875 A BR 112014002875A BR 112014002875 B1 BR112014002875 B1 BR 112014002875B1
Authority
BR
Brazil
Prior art keywords
less
steel sheet
hot
steel
rolled steel
Prior art date
Application number
BR112014002875-3A
Other languages
English (en)
Other versions
BR112014002875A2 (pt
Inventor
Naoki Maruyama
Naoki Yoshinaga
Masafumi Azuma
Yasuharu Sakuma
Atsushi Itami
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation filed Critical Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Publication of BR112014002875A2 publication Critical patent/BR112014002875A2/pt
Publication of BR112014002875B1 publication Critical patent/BR112014002875B1/pt

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment
    • C21D8/0484—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

resumo patente de invenção: "chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da haz, e método de produção da mesma". a presente invenção refere-se à chapa de aço laminada a quente que tem uma resistência à tensão máxima de 600 mpa ou mais, e tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da haz, e um método de produção da mesma são proporcionados, isto é, chapa que contém, por % em massa, c: 0,04 a 0,09%, si: 0,4% ou menos, mn: 1,2 a 2,0%, p: 0,1% ou menos, s: 0,02% ou menos, al: 1,0% ou menos, nb: 0,02 a 0,09%, ti: 0,02 a 0,07%, e n: 0,005% ou menos, onde 2,0?mn+8[%ti]+12[%nb]?2,6, tem um restante de fe e impurezas inevitáveis, tem uma percentagem de área de perlita de 5% ou menos, tem uma percentagem de área total de martensita e austenita retida de 0,5% ou menos, tem um restante de uma estrutura de metal de ferrita e/ou bainita, tem um tamanho de grão médio de ferrita e bainita de 10 ?m ou menos, tem um tamanho de partícula médio de carbonitretos de liga com interfaces incoerentes que contêm ti e nb de 20 nm ou menos, e tem uma razão de rendimento de 0,85 ou mais.

Description

(54) Título: CHAPAS DE AÇO LAMINADAS A QUENTE, E MÉTODOS PARA PRODUÇÃO DAS MESMAS (51) lnt.CI.: C22C 38/00; B21B 3/00; C21D 9/46; C22C 38/14; C22C 38/58; C23C 2/02; C23C 2/28 (30) Prioridade Unionista: 09/08/2011JP 2011-173760 (73) Titular(es): NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL CORPORATION (72) Inventor(es): NAOKI MARUYAMA; NAOKI YOSHINAGA; MASAFUMI AZUMA; YASUHARU SAKUMA; ATSUSHI ITAMI (85) Data do Início da Fase Nacional: 06/02/2014
1/41
Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPAS DE AÇO LAMINADAS A QUENTE, E MÉTODOS PARA PRODUÇÃO DAS MESMAS.
Campo Técnico [001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA (zona termicamente afetada) com resistência à tensão máxima de 600 MPa ou mais, e a um método de produção da mesma. A chapa de aço é adequada como um material base para barras e estruturas de maquinaria de construção e como um material base para estruturas, membros, etc. de caminhões e carros que são moldados principalmente por encurvamento e, adicionalmente, como uma material base para tubulação.
Técnica Antecedente [002] As estruturas de maquinaria de construção e caminhões são montadas por moldagem de chapa de aço laminada a quente principalmente por encurvamento e soldagem por arco das partes moldadas. Portanto, o material base que é usado para estas partes é requerido ter excelente curvatura e soldabilidade por arco. Adicionalmente, a maquinaria de construção e caminhões são, às vezes, usados em ambientes de baixa temperatura, desse modo, em particular, com estruturas para caminhões, etc., as propriedades de serem resistentes a fratura por fragilização e de serem capazes de absorver suficientemente energia de impacto quando o impacto é dado, mesmo a uma baixa temperatura, são procuradas.
[003] Como chapa de aço que tem uma excelente absorção de energia de impacto, existe a técnica revelada em NPLT 1 e PLTs 1 a 2. Contudo, estas chapas de aço contêm estruturas que incluem austenita retida ou martensita e, adicionalmente, otimizam as estruturas de
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 5/53
2/41 metal das chapas de aço para alcançar excelentes propriedades de impacto. Contudo, tais estruturas de chapa de aço têm os problemas de serem inferiores em estresse de rendimento, e tendo problemas na curvatura.
[004] Adicionalmente, PLT 3 revela um método de produção de chapa de aço de espessura fina que tem uma capacidade de absorção de energia de impacto a um alto rendimento em uma maneira estável por laminação a frio. Contudo, este método sofre de grande amolecimento da zona termicamente afetada (ZTA) da zona de solda por arco e da incapacidade de obter uma resistência de junta de solda suficiente e, adicionalmente, foi desvantajoso em termos de custos de produção.
[005] Como um método de obtenção da chapa de aço laminada a quente que tem excelente curvatura e uma alta razão de rendimento, por exemplo, o método de dispersão de Ti, Nb, e outros carbetos de liga no aço, tal como mostrado em PLTs 4 a 6, foi revelado. Contudo, a chapa de aço que utiliza tal reforço de precipitação, as vezes, sofre de um grande amolecimento da zona termicamente afetada de solda por arco e uma queda na resistência de junta. Adicionalmente, existem os problemas que as vezes fratura por fragilização ocorre a uma baixa temperatura e, as vezes, a quantidade de absorção de energia de impacto torna-se pequena.
[006] Por outro lado, como técnica para suprimir o amolecimento da zona termicamente afetada de solda, o PLT 7 revela o método de compostamente adicionar Mo e Nb ou Ti, enquanto que o PLT 8 revela o método de otimização dos ingredientes de modo a suprimir amolecimento de ZTA mesmo no aço reforçado por precipitação que contém Ti. Contudo, com estes métodos, existem os problemas que, as vezes, fratura por fragilização ocorrem a uma baixa temperatura e, as vezes, a quantidade de absorção de energia de impacto torna-se pequena.
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 6/53
3/41 [007] O PLT 9 revela o método de estabelecer condições de laminação adequadas a partir da laminação bruta à laminação de acabamento da placa de aço e um subsequente tratamento de resfriamento adequado de modo a produzir a chapa de aço laminada a quente para uso de tubo de aço soldado de resistência elétrica de alta resistência que tem excelente dureza e soldabilidade à baixa temperatura. Este método controla a recristalização na laminação bruta e laminação de acabamento da placa de aço para obter uma estrutura de metal de grão fino e obter a chapa de aço que tem excelente dureza à baixa temperatura, mas não pretende controlar o tamanho ou distribuição de carbonitretos de liga. Como um resultado, estes não são otimizados, de modo que existe o problema de uma queda na absorção de energia de impacto.
[008] O PLT 10 revela um método de estabelecer uma taxa de redução de laminação adequada e tempo de retenção no processo de laminação bruta de uma placa de aço, e condições adequadas de laminação de acabamento de modo a produzir chapa de aço de alta resistência laminada a quente que tem excelente dureza e resistência de craqueamento de hidrogênio. O objetivo da otimização do processo de laminação bruta neste método é a promoção da recristalização do aço, mas esta não pretende controlar o tamanho ou distribuição de precipitados de liga. Como um resultado, estes não são otimizados, de modo que existe o problema de uma queda na absorção de energia de impacto. Com relação às condições de laminação de acabamento também, com o método descrito em PLT 10, existe o problema que não é possível controlar o tamanho ou distribuição dos precipitados de liga e excelente energia de absorção de impacto não pode ser obtida.
[009] O PLT 11 revela a técnica de dispersar adequadamente partículas precipitadas na zona termicamente afetada de solda de modo a obter chapa de aço laminada a quente de alta resistência que tem
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 7/53
4/41 uma excelente resistência de amolecimento da ZTA. Contudo, esta técnica dispersa os precipitados finos na ZTA da chapa de aço durante soldagem por arco, mas o tamanho das partículas precipitadas no aço não é otimizado, de nodo que como um resultado existe o problema que a chapa de aço não foi excelente em absorção de energia de impacto.
Lista de Citações Literatura de Patente
PLT 1: Publicação de Patente Japonesa No. 2007-284776A PLT 2: Publicação de Patente Japonesa No. 2005-290396A PLT 3: Publicação de Patente Japonesa No. 10-58004A PLT 4: Publicação de Patente Japonesa No. 2009-185361A PLT 5: Publicação de Patente Japonesa No. 2007-9322A PLT 6: Publicação de Patente Japonesa No. 2005-264239A PLT 7: Publicação de Patente Japonesa No. 2003-231941A PLT 8: Publicação de Patente Japonesa No. 2001-89816A PLT 9: Publicação de Patente Japonesa No. 2001-207220A PLT 10: Publicação de Patente Japonesa No. 10-298645A PLT 11: Publicação de Patente Japonesa No. 2008280552A
Literatura de Não Patente
NPLT 1: Nippon Aço Technical Reports, vol. 378 (2003), p.
Sumário da Invenção Problema Técnico [0010] A presente invenção foi produzida em consideração dos problemas acima e tem como seu objetivo a provisão de chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento de resistência à tensão máxima 600 MPa ou mais que tem ambas uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 8/53
5/41 da ZTA, e um método de produção da mesma.
Solução para o Problema [0011] Os inventores etc. investigaram em detalhe os fatores que influenciam o amolecimento da ZTA e absorção de energia de impacto à baixa temperatura da chapa de aço que contém Ti e outros carbonitretos de liga pelos quais uma alta razão de rendimento pode ser estavelmente obtida. Como um resultado, eles descobriram que a quantidade de amolecimento da ZTA pode ser suprimida pelo estabelecimento de quantidades adequadas de Ti, Nb, e Mn.
[0012] Adicionalmente, os inventores etc. em seguida estudaram intensivamente o método de aperfeiçoamento da absorção de energia de impacto à baixa temperatura, e descobriram pela primeira vez que por redução da percentagem de área de perlita na estrutura de metal da chapa de aço e, preferivelmente, eliminando o máximo possível a austenita retida e martensita, que no passado foi considerado vantajoso para o aperfeiçoamento da capacidade de absorção de energia de impacto, e, adicionalmente, por otimização da equiparação de treliça com o Fe matriz e tamanho dos carbonitretos de liga que contêm Ti e Nb que são dispersos no aço, em particular controlando o tamanho de partícula de carbonitretos de liga com interfaces incoerentes, a absorção de energia de impacto à baixa temperatura, que foi um problema no aço reforçado por precipitação, é aperfeiçoada.
[0013] Em geral, no aço reforçado por precipitação que contém Nb e Ti, os precipitados são controlados de modo a estarem presentes em um estado de boa equiparação de treliça tendo uma orientação de cristal específica em relação ao Fe matriz, mas, neste tempo, os inventores etc. investigaram o relacionamento com a absorção de energia de impacto à baixa temperatura e, como um resultado, descobriram que carbonitretos de liga no estado precipitado com boa equiparação de treliça com o Fe matriz tendem a não se tornarem obstáculos para
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 9/53
6/41 início de propagação de fraturas, enquanto que os carbonitretos de liga em um estado incoerente com o Fe matriz mais baixo da quantidade de absorção de energia de impacto à baixa temperatura mesmo se relativamente pequenos em tamanho. O mecanismo pelo qual a equiparação de treliça dos carbonitretos de liga com a matriz afeta a quantidade de absorção de energia de impacto à baixa temperatura não é certa, mas pode ser que se a equiparação de treliça de carbonitretos de liga e o Fe matriz é pobre, isto se torna um ponto de partida para descascamento interfacial ou formação de vazios, e promove ambas as fratura dúctil e fratura frágil.
[0014] Os inventores etc. engajaram em estudos extensivos no processo de produção e faixas de ingredientes para realização do tipo acima de estrutura e, como um resultado, a chapa de aço laminada a quente e chapa de aço chapeada completada de resistência à tensão máxima 600 MPa ou mais, que alcança ambas uma resistência de amolecimento da ZTA e absorção de energia à baixa temperatura e, adicionalmente, são altas em razão de rendimento e excelente em curvatura. Isto é, o objetivo da presente invenção é conforme segue:
(1) Uma chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA, caracterizada por compreender, por % em massa,
C: 0,04 a 0,09%,
Si: 0,4% ou menos,
Mn: 1,2 a 2,0%,
P: 0,1% ou menos,
S: 0,02% ou menos,
Al: 1,0% ou menos,
Nb: 0,02 a 0,09%,
Ti: 0,02 a 0,07%, e
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 10/53
7/41
Ν: 0,005% ou menos, um restante de Fe e impurezas inevitáveis, onde 2,0<Mn+8[%Ti]+12[%Nb]<2,6, e tendo uma estrutura de metal que compreende uma percentagem de área de perlita de 5% ou menos, uma percentagem de área total de martensita e austenita retida de 0,5% ou menos, e um restante de uma ou ambas de ferrita e bainita, tendo um tamanho de grão médio de ferrita e bainita de 10 pm ou menos, tendo um tamanho de grão médio de carbonitretos de liga com interfaces incoerentes que contêm Ti e Nb de 20 nm ou menos, tendo uma razão de rendimento de 0,85 ou mais, e tendo uma resistência à tensão máxima de 600 MPa ou mais.
(2) A chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA, de acordo com (1), caracterizada por compreender adicionalmente, por % em massa, V: 0,01 a 0,12%.
(3) A chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizada por compreender adicionalmente, por % em massa, um ou mais de Cr, Cu, Ni, e Mo em um total de 0,02 a 2,0%.
(4) A chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA, de acordo com qualquer um de (1) a (3), caracterizada por compreender adicionalmente, por % em massa, B: 0,0003 a 0,005%.
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 11/53
8/41 (5) A chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA, de acordo com qualquer um de (1) a (4), caracterizada por compreender adicionalmente, por % em massa, um ou mais de Ca, Mg, La, e Ce em um total de 0,0003 a 0,01%.
(6) A chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA, caracterizada em que a chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento de acordo com qualquer um de (1) a (5) é chapeada ou chapeada por liga em uma superfície.
(7) Um método de produção da chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA, caracterizado por compreender, aquecimento de uma placa de aço tendo uma composição de acordo com qualquer um de (1) a (5) a 1150°C ou mais, laminação bruta da placa de aço aquecida, acabamento da laminação bruta a temperatura entre 1000°C a 1080°C, no qual um intervalo de laminação máximo na laminação bruta que é realizada a 1150°C ou menos é 45 seg ou menos, após a laminação bruta, retenção da placa de aço por um tempo de retenção t1 (seg) que satisfaz a seguinte fórmula (1), em seguida iniciando a laminação de acabamento, realização da laminação de acabamento com uma temperatura de laminação final Tf que satisfaz a seguinte fórmula (2) de modo a obter como chapa de aço, início de resfriamento com água da chapa de aço dentro de 3 segundos após a laminação de acabamento, em seguida, resfriamento da chapa de aço a temperatura de 700°C ou menos a uma taxa de resfriamento mais baixa de 8°C/seg ou mais, e bobinamento da
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 12/53
9/41 chapa de aço a temperatura entre 530°C a 650°C.
1000x([%Ti]+[%Nb])>t1.....fórmula (1)
Tf>830+400([%Ti]+[%Nb])· -fórmula (2) (8) O método de produção da chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento de acordo com (7), caracterizado em que uma temperatura de laminação final Tf satisfaz a seguinte fórmula (3).
Tf>830+800([%Ti]+[%Nb])· -fórmula (3) (9) Um método de produção da chapa de aço chapeada laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA, caracterizado por compreender, decapagem da chapa de aço laminada a quente que foi obtida pelo método de produção de acordo com (7) ou (8), aquecimento da chapa de aço na temperatura Ac3 ou menos, em seguida, imersão da chapa de aço em um banho de chapeamento para chapear a superfície da chapa de aço.
(10) O método de produção da chapa de aço chapeada laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA, de acordo com (9), caracterizado por compreender adicionalmente liga da chapa de aço chapeada após o chapeamento.
Efeitos Vantajosos da Invenção [0015] De acordo com a chapa de aço laminada a quente da presente invenção, devido a configuração acima, é possível obter a chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma resistência à tensão máxima de 600 MPa ou mais, e tem excelente resistência de amolecimento da ZTA, e absorção de energia à baixa temperatura, e, adicionalmente, curvatura. Com a chapa de aço conPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 13/53
10/41 vencional, existem os problemas que existem restrições no uso e operação a uma baixa temperatura, e uma resistência de junta suficiente não pode ser obtida, mas, de acordo com a chapa de aço laminada a quente da presente invenção, uso em regiões frias torna-se possível, resistência aumentada capacita os produtos a serem reduzidos em espessura, e o efeito de redução de peso de maquinaria de construção, automóveis e caminhões, pode ser esperado.
[0016] Adicionalmente, de acordo com o método de produção da chapa de aço laminada a quente que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e uma resistência de amolecimento da ZTA da presente invenção, torna-se possível produzir a chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma resistência à tensão máxima de 600 MPa ou mais, e tem excelente resistência de amolecimento da ZTA, e absorção de energia à baixa temperatura e, adicionalmente, curvatura.
[0017] Nota-se que, na presente invenção, excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura significa a absorção de energia de impacto em um teste de impacto de Charpy a -40°C é 70J/cm2 ou mais. Adicionalmente, excelente resistência de amolecimento da ZTA significa uma diferença AHV (=HVbm-HVzta) de 40 ou menos entre a dureza de Vicker (HVzta) da parte mais amolecida da zona termicamente afetada de solda (ZTA) e a dureza de Vicker (HVbm) do material base no tempo de soldagem por arco por uma corrente de solda, voltagem, e velocidade de soldagem selecionados para dar boa forma de cordão, e por uma entrada de calor de solda de 10000J/cm ou menos. Adicionalmente, excelente curvatura significa um riim/t de 1,0 ou menos quando a espessura da peça de teste em um teste de curvatura de 90°V é t e o raio de limite de curvatura onde nenhuma fratura ocorre é nim.
Breve Descrição dos Desenhos
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 14/53
11/41 [0018] FIG. 1 Um gráfico que expressa o relacionamento entre Mn+8Ti+12Nb e vE-40 e AHV.
[0019] FIG. 2 Um gráfico que expressa o efeito da quantidade de Ti+Nb no relacionamento entre o tempo de retenção t1 e vE-40 a partir da laminação bruta final para o início da laminação de acabamento. [0020] FIG. 3 Um gráfico que expressa o relacionamento da massa de Ti+Nb e Tf (°C) dos exemplos da invenção e dois tipos de exemplos comparativos (A-7 e B-6) entre os tipos de aço que são mostrados na Tabela 2.
Descrição das Concretizações [0021] Abaixo, a presente invenção será explanada em detalhe. Primeiro, as razões para limitação dos ingredientes de aço da chapa de aço laminada a quente de alta razão de rendimento que tem uma excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA da presente invenção serão explanadas. Aqui, a % para os ingredientes significa % em massa.
C: 0,04 a 0,09% [0022] Se a quantidade de C é menos do que 0,04%, é difícil assegurar uma resistência à tensão máxima de 600 MPa ou mais. Por outro lado, se acima de 0,09%, o grosso e carbonitretos de liga com interfaces incoerentes que contêm Ti e Nb aumenta e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai, de modo que o teor foi limitado a 0,04% a 0,09% de alcance.
Si: 0,4% ou menos [0023] Se a quantidade de Si excede 0,4%, as vezes a martensita ou austenita retida permanecem na estrutura da chapa de aço e a dureza à baixa temperatura e absorção de energia de impacto caem. Por esta razão, a faixa adequada foi tornada 0,4% ou menos. A partir do ponto de vista de assegurar a curvatura, 0,2% ou menos é mais preferível. O limite inferior da quantidade de Si não se ajusta particularmenPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 15/53
12/41 te, mas se é menos do que 0,001%, o custo de produção aumenta, de modo que 0,001% é o limite inferior substantivo.
Mn: 1,2a2,0% [0024] Mn é usado para assegurar a resistência da matriz através do controle da estrutura de metal do aço. Adicionalmente, este é um elemento que contribui para a supressão de amolecimento da ZTA da zona de solda. Se menos do que 1,2%, a percentagem de área da perlita aumenta, a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai, e, adicionalmente, a quantidade de amolecimento da ZTA aumenta, de modo que a resistência da junta soldada cai grandemente, comparada com a resistência da matriz. Se acima de 2,0% é contido, as vezes martensita dura é formada, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai, de modo que a faixa adequada é tornada 2,0% ou menos. A partir do ponto de vista de assegurar a curvatura, o teoré mais preferivelmente 1,8% ou menos.
P: 0,1% ou menos [0025] P é usado para assegurar a resistência do aço. Contudo, se acima de 0,1% é incluído, a dureza à baixa temperatura cai e, adicionalmente, a absorção de energia de impacto à baixa temperatura não pode ser obtida, de modo que a faixa adequada é tornada 0,1% ou menos. O limite inferior não é particularmente ajustado, mas se menos do que 0,001%, o custo de produção aumenta, de modo que 0,001% é o limite inferior substantivo.
S: 0,02% ou menos [0026] S é um elemento que afeta a absorção de energia de impacto. SE acima de 0,02% é incluído, mesmo se controlando a percentagem de área da estrutura de metal e o tamanho de partícula médio dos carbonitretos de liga, uma absorção de energia de impacto à baixa temperatura não pode ser obtida, de modo que a faixa adequada é tornada 0,02% ou menos. O limite inferior não é particularmente ajusPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 16/53
13/41 tado, mas se menos do que 0,0003%, o custo de produção aumenta, de modo que 0,0003% é o limite inferior substantivo.
Al: 1,0% ou menos [0027] Al é usado para desoxidação e controle da estrutura de metal da chapa de aço. Se acima de 1,0%, a zona termicamente afetada na soldagem por arco amolece, e uma resistência de junta soldada suficiente não pode ser obtida, de modo que a faixa adequada é tornada 1,0% ou menos. O limite inferior não é particularmente ajustado, mas se menos do que 0,001%, o custo de produção aumenta, de modo que 0,001% é o limite inferior substantivo.
Nb: 0,02 a 0,09% [0028] Nb é usado como um elemento de reforço de precipitação para ajuste da resistência do aço, e é usado para supressão do amolecimento da ZTA de solda. Se menos do que 0,02%, nenhum efeito de supressão de amolecimento da ZTA da solda é visto, enquanto que se acima de 0,09%, os carbonitretos de liga grosseiros que contêm Ti e Nb precipitados incoerentes aumentam, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura torna-se mais baixa, de modo que o teor foi limitado a 0,02% a 0,09% em alcance.
Ti: 0,02 a 0,07% [0029] Ti é usado como um elemento de reforço de precipitação para ajuste da resistência do aço, e é usado para supressão de amolecimento da ZTA da solda. Se menos do que 0,02%, a obtenção da resistência à tensão máxima de 600 MPa ou mais é difícil. Adicionalmente, se acima de 0,07%, carbonitretos de liga grosseiros precipitados incoerentes que contêm Ti e Nb aumentam, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura torna-se mais baixa, de modo que o teor é limitado 0,02% a 0,07% em alcance. Para obter estavelmente uma razão de rendimento de 0,85 ou mais, 0,03% é preferivelmente tornado o limite inferior.
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 17/53
14/41
Ν: 0,005% ou Menos [0030] N contribui para o tamanho de grão da estrutura de metal da chapa de aço através da formação de nitretos. Contudo, se acima de 0,005%, o grosseiro e carbonitretos de liga com interfaces incoerentes que contêm Ti e Nb aumentam, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura torna-se mais abaixa, de modo que o teor foi limitado a 0,005% ou menos em alcance. O limite inferior não é particularmente ajustado, mas se menos do que 0,0003%, o custo de produção aumenta, de modo que 0,0003% é o limite inferior substantivo.
2,0<Mn+8[%Ti]+12[%Nb]<2,6 [0031] Mn+8[%Ti]+12[%Nb] é o total das razões de contribuição dos elementos diferentes relacionados à absorção de energia de impacto à baixa temperatura e o amolecimento da HZ devido a soldagem. Conforme mostrado na FIG. 1, se plotando o relacionamento do indicador de absorção de energia de impacto de vE-40 e o indicador de amolecimento de AHV da ZTA para 11 tipos de aço que diferem em Ti e Nb, se o valor deste parâmetro é menor do que 2,0, uma resistência de amolecimento da ZTA suficiente não pode ser obtido (isto é, AHV>40), e obtenção de uma resistência à tensão máxima de 600 MPa ou mais se torna difícil, enquanto que se acima de 2,6, o grosseiro e carbonitretos de liga com interfaces incoerentes que contêm Ti e Nb aumentam, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura torna-se mais baixa (isto é, vE-4o<7OJ/cm2). Por esta razão, a faixa adequada foi limitada a 2,0 a 2,6 de alcance.
[0032] Na presente invenção, como ingredientes do aço, em adição aos elementos essenciais acima, é também possível incluir seletivamente os seguintes tais elementos.
V: 0,01 a 0,12% [0033] V pode ser usado para ajustar a resistência do aço. Contudo, se o teor de V é menos do que 0,01%, não existe tal efeito. AdicioPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 18/53
15/41 nalmente, se acima de 0,12%, a fragilização procede e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai. Por esta razão, a faixa adequada foi limitada a 0,01 a 0,12%.
Um ou mais de Cr, Cu, Ni, e Mo no Total de 0,02 a 2,0% [0034] Cr, Cu, Ni, e Mo podem ser usados para controlar a estrutura do aço. Contudo, se o teor total do um ou mais destes elementos é menos do que 0,02%, não existe o efeito acima que acompanha a adição. Adicionalmente, se acima de 2,0%, a austenita é retida e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai. Por esta razão, a faixa adequada do total destes elementos foi limitada a 0,02 a 2,0%.
B: 0,0003 a 0,005% [0035] B pode ser usado para controle da estrutura da chapa de aço. Contudo, se a quantidade de B é menos do que 0,0003%, este efeito não é exibido. Adicionalmente, se acima de 0,005%, a martensita é, às vezes, formada, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai. Por esta razão, a faixa adequada foi limitada a 0,0003 a 0,005%.
[0036] Um ou mais de Ca, Mg, La, e Ce em um Total de 0,0003 a 0.01% [0037] Ca, Mg, La, e Ce podem ser usados para desoxidação do aço. Contudo, se a quantidade total do um ou mais destes elementos é menos do que 0,0003%, não existe tal efeito, enquanto que se acima de 0,01%, fratura por fragilização ocorre a uma baixa temperatura e a absorção de energia de impacto cai. Por esta razão, a faixa adequada foi limitada a 0,0003 a 0,01%.
[0038] Nota-se que o restante dos ingredientes é Fe e impurezas inevitáveis, mas os ingredientes de aço na presente concretização não são particularmente limitados em relação a outros elementos. Vários elementos podem ser adequadamente incluídos para ajustar a resistência.
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 19/53
16/41 [0039] Em seguida, a estrutura de metal da chapa de aço laminada a quente da presente invenção será explanada.
[0040] A chapa de aço laminada a quente da presente invenção pode conter ferrita e bainita como fases principais e um restante de um ou mais de perlita, martensita, e austenita retida.
Percentagem de Área de Perlita [0041] No aço reforçado por precipitação que contém Nb e Ti, se a percentagem de área de perlita excede 5%, fratura por fragilização ocorre facilmente a uma baixa temperatura e, adicionalmente, a absorção de energia de impacto cai, de modo que o limite superior foi tornado 5%. A partir do ponto de vista de assegurar a curvatura, 3% ou menos é a faixa preferível. Nota-se que o limite inferior não é particularmente ajustado, mas ter uma percentagem de área de perlita de próximo a zero é mais preferível em relação à absorção de energia de impacto.
Percentagem de Área Total de Martensita e Austenita Retida [0042] No aço reforçado por precipitação que contém Nb e Ti, se a percentagem de área total de martensita e austenita retida excede 0,5%, fratura por fragilização ocorre facilmente a uma baixa temperatura e, adicionalmente, a absorção de energia de impacto cais. Por esta razão, o limite superior da percentagem de área total foi tornado 0,5%. Nota-se que o limite inferior não é particularmente ajustado, mas ter uma percentagem de área total de martensita e austenita retida de próximo a zero é mais preferível em relação à absorção de energia de impacto.
Estrutura de Metal Que Tem Restante de Uma ou Ambas de Ferrita E Bainita [0043] As percentagens de área destes não são particularmente limitadas, mas a partir do ponto de vista de assegurar curvatura, a perPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 20/53
17/41 centagem de área de bainita é, preferivelmente, tornada 10% ou mais. Tamanho de Grão Médio de Ferrita e Bainita [0044] O tamanho de grão médio de ferrita e bainita é um fator correlativo. Se o tamanho de partícula médio é acima de 10 pm, mesmo se controle do tamanho de partícula médio dos carbonitretos de liga que contêm Nb e Ti, as vezes a absorção de energia de impacto à baixa temperatura não pode ser assegurada, de modo que o limite superior foi tornado 10 pm. 8 pm ou menos é uma condição preferível que capacita que a absorção de energia de impacto seja mais estavelmente assegurada. O limite inferior não é particularmente ajustado, mas se o tamanho é menos do que 2 pm, o custo de produção aumenta grandemente, de modo que 2 pm é o limite inferior substantivo.
[0045] Na presente invenção, a estrutura de metal da chapa de aço pode ser observada com base em J IS G 0551 por um microscópio ótico. A superfície observada é obtida por polimento da chapa de aço, em seguida à decapagem da mesma por uma solução corrosiva de Nital.
[0046] As percentagens de área de ferrita, bainita, perlita, e martensita podem ser medidas pelo método de contagem de ponto ou análise de imagem usando fotografias estruturais obtidas por um microscópio ótico ou microscópio eletrônico de varrimento (SEM). A percentagem de área de austenita retida é medida por difração de raio X. [0047] Na presente invenção, a bainita inclui bainita superior, bainita inferior, e bainita granular. Adicionalmente, a perlita inclui perlita e pseudo perlita.
[0048] O tamanho de grão pode ser medido por observação por um microscópio ótico ou por análise de orientação de cristal pelo método de EBSD. Aqui, o tamanho de grão é o tamanho de grão médio d que é descrito em J IS G 0551.
Tamanho de partícula médio de Carbonitretos de liga com
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 21/53
18/41 interfaces incoerentes Que Contêm Ti e Nb [0049] O tamanho de partícula de carbonitretos de liga que contêm Ti e Nb e a equiparação de treliça com a ferrita ou bainita de estrutura matriz são fatores importantes relacionados à absorção de energia de impacto à baixa temperatura. Em geral, no aço reforçado por precipitação, é conhecido causar a precipitação de carbonitretos de liga finos com boa equiparação de treliça com a estrutura de matriz como partículas finas, mas para aperfeiçoamento da dureza à baixa temperatura e aperfeiçoamento da absorção de energia de impacto, é importante controlar as partículas de carbonitreto de liga com pobre equiparação de treliça com a estrutura de matriz. Se o tamanho de partícula médio dos carbonitretos de liga com interfaces incoerentes que degradam a equiparação de treliça é acima de 20 nm, a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai, de modo que a faixa adequada foi limitada a 20 nm ou menos. A partir do ponto de vista de obtenção de uma melhor absorção de energia de impacto, 10 nm ou menos é a faixa mais preferível. O limite inferior não é particularmente ajustado, mas como um tamanho que capacita análise da orientação de cristal do precipitado, 2 nm é o limite inferior substantivo.
[0050] Aqui, carbonitretos de liga com interfaces incoerentes significam o estado não coerente precipitado na estrutura de matriz de ferrita ou bainita, e união de ferrita e bainita não tendo os seguintes relacionamentos de orientação de cristal (relacionamentos de orientação de Baker-Nutting):
(100)MX//(100)Fe (010)MX//(011)Fe (001)MX//(0-11)Fe (Nota: -1 é notação alternativa para 1 com barra acima do mesmo) [0051] Aqui, M indica Ti e Nb. As percentagens ocupadas por Ti e Nb não são um problema. Adicionalmente, X indica C e N. As percenPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 22/53
19/41 tagens ocupadas por C e N não são um problema. Quando se adiciona V ou Mo, as vezes M contém V ou Mo.
[0052] Nota-se que os carbonitretos de liga com interfaces incoerentes foram analisados para orientação de cristal e medidos para tamanho de partícula médio usando um microscópio eletrônico tipo transmissão (TEM). Primeiro, uma amostra de placa de aço foi tornada em uma película delgada de uma extensão através da qual feixes de elétrons passam, o TEM foi usado para analisar a orientação de cristal entre o precipitado e a fase de matriz de Fe circundante, em seguida o tamanho de partícula médio de 20 precipitados na ordem a partir dos precipitados de diâmetro maior nos precipitados que foram julgados para serem precipitados incoerentes, foi medido. Aqui, o tamanho de partícula de um precipitado é medido como o diâmetro de círculo equivalente quando se assume um círculo equivalente à área de seção transversal de uma partícula.
Razão de Rendimento de 0,85 ou Mais [0053] Se a razão de rendimento é menos do que 0,85, às vezes a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai e a curvatura cai. Por esta razão, o limite inferior da razão de rendimento foi tornado 0,85.
[0054] Nota-se que na presente invenção, riim/t foi usado como o critério para avaliação da curvatura. Aqui, t é a espessura da peça de teste e n>m é o raio de limite de curvatura no qual nenhuma fratura ocorre em um teste de encurvamento de 90° V. Um rum/t de 1,0 ou menos foi considerado de boa curvatura. 0,5 ou menos é a faixa mais preferível. O limite superior não é particularmente ajustado, mas se o valor é acima de 1,1, a curvatura pode cair, de modo que 1,1 ou menos é a faixa mais preferível.
Resistência à Tensão Máxima de 600 MPa ou Mais [0055] Se a resistência à tensão máxima é menos do que 600
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 23/53
20/41
MPa, a chapa de aço não contribui para a redução de peso dos membros de carros, caminhões, maquinaria de construção, etc., de modo que na presente invenção, a chapa de aço de uma resistência à tensão máxima de 600 MPa ou mais é assumida.
[0056] Em seguida, o método de produção será explanado em detalhe.
[0057] Antes da laminação a quente, é necessário aquecer a placa de aço dos ingredientes que são prescritos na presente invenção a 1150°C ou mais para tornar os carbonitretos de liga que estão presentes na placa de aço um estado de solução sólida. Se a temperatura de aquecimento é menor do que 1150°C, torna-se difícil obter uma resistência de uma resistência à tensão máxima 600 MPa ou mais. Adicionalmente, os carbonitretos de liga grosseiros não dissolvem suficientemente e, como um resultado, os carbonitretos de liga grosseiros permanecem, de modo que a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai. Por esta razão, a temperatura de aquecimento da placa de aço foi limitada a 1150°C ou mais. O limite superior não é particularmente ajustado, mas se acima de 1300°C, o efeito torna-se saturado, de modo que este é o limite superior substantivo.
[0058] A placa de aço aquecida acima é laminada bruta em uma barra bruta. Esta laminação bruta tem que ser completada entre 1000°C a 1080°C. Se a temperatura de acabamento é menor do que 1000°C, os carbonitretos de liga grosseiros precipitam na austenita, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai, enquanto que se 1080°C ou mais, os grãos de austenita tornam-se grosseiros, não sendo possível obter um tamanho de grão médio de ferrita e bainita de 10 pm ou menos na estrutura transformada após laminação de acabamento, resfriamento, e bobinamento, a dureza à baixa temperatura deteriora, e a absorção de energia de impacto cai. Adicionalmente, na laminação bruta realizada a 1150°C ou menos, o tempo de rePetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 24/53
21/41 tenção entre passagens de laminação de redução é um parâmetro importante que afeta o tamanho de partícula médio dos carbonitretos de liga incoerentes. No método da presente invenção, a laminação bruta é usualmente realizada por laminação 3 a 10 vezes ou, desse modo, mais preferivelmente, laminação 5 a 10 vezes, mas se o tempo de retenção máximo tO entre passagens de laminação realizadas a 1150°C ou menos é 45 s ou mais, os carbonitretos de liga tornam-se grosseiros a uma extensão que afeta a absorção de energia de impacto. Por esta razão, o tempo de retenção entre passagens de redução de laminação foi limitado dentro de 45 segundos. Dentro de 30 seg é mais preferível.
[0059] Em seguida, a barra bruta é laminada por acabamento para obter um material laminado.
[0060] O tempo (t1) de após acabamento da laminação bruta para o início da laminação de acabamento é um parâmetro importante que afeta o tamanho de partícula médio dos carbonitretos de liga e o tamanho de grão da ferrita e bainita após transformação. Conforme mostrado na FIG. 2, quanto maior a quantidade total de Ti e Nb, mais o tempo de retenção t1 (marca de seta na figura) onde a absorção de energia de impacto (vE-40) se altera de boa (OK) para não boa (NG) aumenta. O tempo de retenção t1 (s) onde a absorção se altera de boa (OK) para não boa (NG) substancialmente corresponde a 1000x([%Ti]+[%Nb]). Desse modo, se o tempo de retenção t1 (s) de após a laminação bruta acabar para quando a laminação de acabamento se inicia é 1000x([%Ti]+[%Nb])s ou mais, os carbonitretos de liga grosseiros precipitam na austenita, os grãos de cristal da austenita tornam-se grosseiros, não sendo possível obter-se um tamanho de grão médio de ferrita e bainita de 10 pm ou menos na estrutura transformada após a laminação de acabamento, resfriamento, e bobinamento, a dureza à baixa temperatura deteriora, e a absorção de enerPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 25/53
22/41 gia de impacto cai. 700x([%Ti]+[%Nb])>t1s é a faixa mais preferível. Consequentemente, o tempo de retenção t1 (s) foi definido pela seguinte fórmula (1):
1000x([%Ti]+[%Nb])>t1.....fórmula (1) [0061] Adicionalmente, na laminação de acabamento a quente, a temperatura de laminação final Tf tem um efeito no tamanho de partícula médio dos carbonitretos de liga e no tamanho de grão de ferrita e bainita após transformação, desse modo, sendo uma condição importante na presente invenção, e mudanças dependem dos teores de Ti e Nb.
[0062] Foi aprendido que se a temperatura de laminação final Tf é 830+400x([%Ti]+[%Nb]) ou menos, os carbonitretos de liga grosseiros com nenhuma equiparação de treliça com a matriz se precipitam, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai. Portanto, a temperatura de laminação final Tf é ajustada de modo a satisfazer a seguinte fórmula (2).
Tf>830+400([%Ti]+[%Nb])· -fórmula (2) [0063] Este relacionamento (2) é verificado a partir do relacionamento do tipo de aço da Tabela 2 explanada mais tarde e a temperatura de laminação final Tf. A FIG. 3 mostra o relacionamento entre a % em massa de Ti+Nb e Tf (°C) de um exemplo da invenção e exemplo comparativo (A-7 e B-6) nos tipos de aço que são mostrados na Tabela 2. Aqui, é aprendido que o caso onde o coeficiente a da parte a([%Ti]+[%Nb]) é tornado 400, isto é, fórmula (2), é o limite no qual a energia de absorção de impacto vE.4o -40°C torna-se 70J/cm2 ou mais. [0064] Quando o coeficiente a é 800, isto é, quando
Tf>830+800([%Ti]+[%Nb])· -fórmula (3), [0065] comparado com quando o coeficiente a é 400, a energia de absorção de impacto vE.4o de -40°C se altera um tanto a partir do limite de 70J/cm2 ou mais. Contudo, na região onde o coeficiente a é
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 26/53
23/41
400 a 800, o tempo de espera até o início de laminação de acabamento torna-se mais longo, e a possibilidade de carbonitretos de liga começarem a precipitar torna-se mais alta, de modo que o Tf é preferivelmente controlado baseado na fórmula (3) onde o coeficiente a é 800.
[0066] O limite superior da temperatura de laminação final Tf não é particularmente ajustado, mas o tamanho de grão da ferrita e bainita tende a tornar-se grosseiro, de modo que 970°C ou menos é mais preferível.
[0067] Imediatamente após a laminação final, o material laminado é resfriado com água. O tempo de quando a laminação final acaba ao início de resfriamento com ar tem um efeito na dureza do material base de baixa temperatura e na absorção de energia de impacto através do tamanho de partícula γ e tamanho de partícula médio dos carbonitretos de liga. Se o tempo de resfriamento com ar imediatamente após a laminação final excede 3 s, a absorção de energia de impacto tende a cair, de modo que o resfriamento com água é iniciado dentro de 3 segundos. O limite inferior não é particularmente ajustado, mas, em geral, é substancialmente 0,2 s ou mais.
[0068] Após o resfriamento com ar imediatamente após a laminação final, o material laminado é resfriado para obter a chapa de aço laminada a quente. Este resfriamento é um processo importante para controle da estrutura de metal. O resfriamento é realizado abaixo de 700°C ou menos pela taxa de resfriamento mais baixa de 8°C/s ou mais.
[0069] Se a temperatura de cessamento do resfriamento excede 700°C, os carbonitretos de liga precipitam facilmente grosseiramente nos limites de grão, a perlita facilmente se forma, o tamanho de grão da ferrita torna-se maior, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai. Por outro lado, quando a taxa de resfriamento mais
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 27/53
24/41 baixa de abaixo de 700°C é menos do que 8°C/s, os carbonitretos de liga precipitam facilmente grosseiramente nos limites de grão, perlita facilmente se forma, o tamanho de grão da ferrita torna-se maior, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai.
[0070] Aqui, uma taxa de resfriamento mais baixa de 8°C/s ou mais significa que a taxa de resfriamento entre temperaturas a partir da temperatura de acabamento de resfriamento com ar a 700°C nunca se torna mais baixa do que 8°C/s. Por esta razão, por exemplo, isto significa que resfriamento com ar não é realizado nesta faixa de temperatura. Desse modo, na presente invenção, resfriamento com ar não é realizado na parte intermediária do processo de resfriamento usando resfriamento com água ao contrário do passado.
[0071] A temperatura de cessamento de resfriamento é mais preferivelmente 680°C ou menos, enquanto que a taxa de resfriamento mais baixa é mais preferivelmente 15°C/s ou mais. O limite superior da taxa de resfriamento mais baixa não é particularmente ajustado, mas se a taxa é acima de 80°C/s, o resfriamento uniforme na bobina laminada a quente torna-se difícil, e as flutuações na resistência na bobina tornam-se maiores. Por esta razão, 80°C/s ou menos é preferível. [0072] Em seguida, a chapa de aço laminada a quente resfriada é bobinada. A temperatura de bobinamento é tornada 530 a 650°C. Se a temperatura de bobinamento é menos do que 530°C, às vezes martensita ou austenita retida se formam, e a queda na dureza à baixa temperatura e queda na absorção de energia de impacto tornam-se notáveis. Adicionalmente, se acima de 650°C, a percentagem de área da perlita torna-se maior e a queda na dureza à baixa temperatura e queda na absorção de energia de impacto tornam-se notáveis.
[0073] A chapa de aço laminada a quente, desse modo, obtida, pode também ser reaquecida (recozida). Neste caso, se a temperatura do reaquecimento excede a temperatura Ac3, carbonitretos de liga
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 28/53
25/41 grosseiros precipitam, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura cai. Por esta razão, a faixa adequada da temperatura de reaquecimento é limitada à temperatura Ac3 ou menos. O método de aquecimento não é particularmente designado, e pode ser um método usando aquecimento por fornalha, aquecimento por indução, aquecimento ômico, aquecimento de alta frequência, etc.
[0074] O tempo de aquecimento não é particularmente determinado, mas se o aquecimento e tempo de retenção a 550°C ou mais excede 30 minutos, para obter uma resistência à tensão de 590 MPa ou mais, a temperatura de aquecimento mais alta é preferivelmente tornada 700°C ou menos.
[0075] Nota-se que o reaquecimento (recozimento) pode ser realizado após bobinamento da chapa de aço laminada a quente, e antes da temperatura cair à temperatura ambiente.
[0076] Laminação de encruamento ou laminação niveladora é efetiva para correção da forma, envelhecimento e aperfeiçoamento das características de fadiga, de modo que pode ser realizada após decapagem ou antes da decapagem. Se se realiza laminação de encruamento, o limite superior da taxa de laminação é preferivelmente tornada 3%. Isto é porque se acima de 3%, a moldabilidade da chapa de aço é prejudicada. Adicionalmente, a decapagem pode ser realizada de acordo com o objetivo.
[0077] Em seguida, a chapa de aço galvanizado imersa a quente e método de produção da mesma da presente invenção serão explanados.
[0078] A chapa de aço galvanizado imersa a quente da presente invenção é a chapa de aço laminada a quente acima mencionada da presente invenção na superfície da qual uma camada de chapeamento ou camada de chapeamento de liga é proporcionada.
[0079] A chapa de aço laminada a quente que foi obtida pelo méPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 29/53
26/41 todo acima mencionado foi decapada, em seguida uma facilidade de galvanização contínua ou facilidade de recozimento contínuo e galvanização foi usada para aquecer a chapa de aço, e revesti-la por imersão a quente para formar uma camada de chapeamento na superfície da chapa de aço laminada a quente.
[0080] Se a temperatura de aquecimento da chapa de aço excede a temperatura Ac3, uma queda na resistência à tensão da chapa de aço, e uma queda na absorção de energia de impacto à baixa temperatura ocorrem, de modo que a faixa adequada da temperatura de aquecimento é limitada a temperatura Ac3 ou menos. Quanto mais próxima a temperatura de aquecimento à Ac3, mais rapidamente a resistência à tensão cai. Os materiais bases flutuam grandemente em grau, de modo que Ac3-30°C ou menos é a faixa mais preferível de temperatura de aquecimento.
[0081] Adicionalmente, após o revestimento por imersão a quente, galvanorecozimento pode ser realizado para obter uma camada galvanorecozida por imersão a quente.
[0082] Nota-se que o tipo de chapeamento não é limitado à galvanização. Ele pode também ser outro chapeamento considerando-se que o limite superior da temperatura de aquecimento é a temperatura Ac3b.
[0083] Adicionalmente, na presente invenção, o método de produção que precede a laminação a quente não é particularmente limitado. Isto é, um alto-forno, conversor, fornalha elétrica, etc. pode ser usado para fusão, em seguida vários tipos de refino secundário podem ser usados para ajustar os ingredientes para dar os teores alvos dos ingredientes. Em seguida, o aço pode ser fundido por qualquer método, tal como fundição contínua normal, fundição pelo método de lingote, ou também fundição de placa delgada, etc. Para o material de alimentação, raspa pode também ser usada. Na fundição de uma placa que é
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 30/53
27/41 obtida por fundição contínua, a placa fundida à alta temperatura pode ser diretamente enviada como é para o moinho de laminação a quente, ou pode ser resfriada à temperatura ambiente, em seguida reaquecida em uma fornalha de aquecimento e, em seguida, laminada a quente.
Exemplos [0084] Abaixo, exemplos serão usados para adicionalmente explanar a presente invenção.
[0085] Aços A a AC que têm os ingredientes químicos que são mostrados na Tabela 1 foram produzidos pelo seguinte método. Primeiro, os aços foram fundidos para preparar placas de aços, em seguida as placas de aço foram reaquecidas e laminadas brutas em barras brutas sob as condições de laminação a quente e condições de recozimento e de chapeamento que são mostradas na Tabela 2-1 e Tabela 2-2. Em seguida, as barras brutas foram laminadas por acabamento para obter materiais laminados de 4 mm de espessura, em seguida estes foram resfriados e retirados como chapa de aço laminada a quente.
Tabela 1 (1a parte)
Aço No. C Si Mn P s Al Ti Nb N
A 0,04 0,3 17 0,01 0,001 0,05 0,03 0,05 0,002
B 0,05 0,3 1,5 0,01 0,001 0,8 0,07 0,04 0,003
C 0,08 0,03 1,2 0,02 0,002 0,03 0,06 0,04 0,003
D 0,06 0,03 1,4 0,01 0,003 0,03 0,05 0,04 0,002
E 0,04 0,3 1,8 0,01 0,003 0,03 0,06 0,05 0,003
F 0,09 0,03 1,3 0,01 0,005 0,03 0,03 0,02 0,002
G 0,02 0,03 1,5 0,01 0,003 0,04 0,05 0,03 0,002
H 0,10 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,03 0,04 0,002
1 0,05 0,5 1,3 0,01 0,003 0,04 0,03 0,04 0,002
J 0,05 0,03 1,0 0,01 0,003 0,04 0,03 0,07 0,003
K 0,05 0,03 2,1 0,01 0,003 0,04 0,04 0,04 0,003
L 0,05 0,03 1,3 0,08 0,003 0,04 0,04 0,04 0,003
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 31/53
28/41
Aço No. C Si Mn P s Al Ti Nb N
M 0,05 0,03 1,3 0,12 0,003 0,04 0,04 0,04 0,003
N 0,05 0,03 1,3 0,01 0,015 0,04 0,04 0,04 0,003
0 0,05 0,03 1,3 0,01 0,022 0,04 0,04 0,04 0,003
P 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 1,3 0,04 0,04 0,003
Q 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,005 0,05 0,003
R 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,09 0,06 0,003
S 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,04 0,003 0,003
T 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,04 0,10 0,003
u 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,04 0,04 0,006
V 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,04 0,04 0,003
w 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,04 0,04 0,003
X 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,04 0,04 0,003
Y 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,04 0,04 0,003
z 0,05 0,03 1,3 0,01 0,003 0,04 0,04 0,04 0,003
AA 0,04 0,3 1,9 0,01 0,001 0,05 0,02 0,02 0,002
AB 0,04 0,3 2,1 0,01 0,001 0,05 0,02 0,02 0,002
AC 0,04 0,3 1,8 0,01 0,001 0,05 0,01 0,003 0,002
Tabela 1 (2a parte)
Aço No. Mn+8Ti+12Nb Ac3 Outros Observações
A 2,5 853 Aço da invenção
B 2,5 900 Aço da invenção
C 2,2 857 Aço da invenção
D 2,3 848 Ca: 0,0015 Aço da invenção
E 2,9 861 Aço comparativo
F 1,8 832 Aço comparativo
G 2,3 866 Aço comparativo
H 2,0 829 Aço comparativo
I 2,0 869 Aço comparativo
J 2,1 857 Aço comparativo
K 2,9 828 Aço comparativo
L 2,1 901 Aço da invenção
M 21 929 Aço comparativo
N 2,1 852 Aço da invenção
O 2,1 852 Aço comparativo
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 32/53
29/41
Aço No. Mn+8Ti+12Nb Ac3 Outros Observações
P 2,1 902 Aço comparativo
Q 1,9 838 Aço comparativo
R 2,7 872 Aço comparativo
S 1,7 852 Aço comparativo
T 2,8 852 Aço comparativo
u 2,1 852 Aço comparativo
V 2,1 858 V: 0,06 Aço da invenção
w 2,1 848 Cr: 0,3, Cu: 0,05, Ni: 0,05 Aço da invenção
X 2,1 851 Mo: 0,3, B: 0,002 Aço da invenção
Y 2,1 852 Ce: 0,002, La: 0,001 Aço da invenção
z 2,1 842 Mg: 0,002, Cu: 0,5 Aço da invenção
AA 2,3 842 Aço da invenção
AB 2,5 836 Aço comparativo
AC 1,9 841 Aço comparativo
Tabela 2
Tabela 2-1 (1a parte)
SRT (°C) RR (°C) to (seg) ti (seg) Tf (°C) t2 (seg) CRmin (°C/s) SCT (°C)
A-1 1230 1020 25 50 900 2 25 680
A-2 1130 1000 25 50 900 2 25 680
A-3 1230 960 25 50 900 2 25 680
A-4 1230 1100 25 50 900 2 25 680
A-5 1230 1020 25 20 900 2 25 680
A-B 1230 1020 25 120 900 2 25 680
A-7 1230 1020 25 50 860 2 25 680
A-8 1230 1020 25 50 900 6 12 680
A-9 1230 1020 25 50 900 2 15 700
A-10 1230 1020 25 50 900 2 5 680
A-11 1230 1020 25 50 900 2 20 720
A-12 1230 1020 25 50 900 2 25 560
A-13 1230 1020 25 50 900 2 25 610
A-14 1230 1020 25 50 900 2 30 580
A-15 1230 1020 25 50 900 2 25 680
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 33/53
30/41
SRT (°C) RR (°C) 10 (seg) tl (seg) Tf (°C) t2 (seg) CRmin (°C/s) SCT (°C)
A-16 1230 1020 50 50 900 2 25 680
A-17 1230 1020 70 50 900 2 25 680
A-18 1230 1020 120 50 900 2 25 680
B-1 1250 1040 25 60 880 2 50 650
B-2 1250 1000 25 60 880 2 50 650
B-3 1250 970 25 120 880 2 50 650
B-4 1250 1100 25 60 880 2 50 650
B-5 1250 1040 25 60 880 2 50 650
B-6 1250 1040 25 60 850 2 50 650
B-7 1250 1040 25 60 880 6 10 650
B-8 1250 1040 25 60 880 2 5 650
B-9 1250 1040 25 60 880 2 50 680
B-10 1250 1040 25 60 880 2 50 710
B-ll 1250 1040 25 60 880 2 50 510
B-12 1250 1040 50 60 880 2 50 650
B-13 1250 1040 120 60 880 2 50 650
C-1 1250 1040 25 45 880 2 50 570
C-2 1250 1040 25 45 880 2 50 670
Tabela 2-1 (2a parte)
CT(°C) Temperatura de recozimento máxima(°C) Tipo de chapeamento Observações
A-1 600 Exemplo da invenção
A-2 600
A-3 600
A-4 600
A-5 600 Exemplo da invenção
A-B 600
A-7 600
A-8 600
A-9 640 Exemplo da invenção
A-10 600
A-11 680
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 34/53
31/41
CT(°C) Temperatura de recozimento máxima(°C) Tipo de chapeamento Observações
A-12 520
A-13 550 680 Galvanização Exemplo da invenção
A-14 530 680 Galvanorecozimento Exemplo da invenção
A-15 600 880 Galvanização
A-16 600
A-17 600
A-18 600
B-1 570 Exemplo da invenção
B-2 570 Exemplo da invenção
B-3 570
B-4 570
B-5 570 Exemplo da invenção
B-6 570
B-7 570
B-8 570
B-9 620 Exemplo da invenção
B-10 660
B-ll 480
B-12 570
B-13 570
C-1 600 Exemplo da invenção
C-2 600 730 Galvanização Exemplo da invenção
Tabela 2-2
D-1 1259 1040 25 45 889 2 50 670 600 Exemplo da invenção
E-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
F-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
G-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
H-1 1250 1040 25 60 880 2 50 679 600
1-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
J-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
K-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
L-1 1250 1040 25 45 880 2 50 670 600 Exemplo da invenção
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 35/53
32/41
M-1 1250 1040 25 45 880 2 50 670 600
N-1 1250 1040 25 45 880 2 50 670 600 Exemplo da invenção
0-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
P-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
0-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
R-1 1250 1040 25 60 889 2 50 670 600
S-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
T-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
U-1 1250 1040 25 60 880 2 50 670 600
V-1 1250 1040 25 50 880 2 50 670 600 Exemplo da invenção
W-1 1250 1040 25 50 880 2 50 670 600 Exemplo da invenção
X-1 1250 1040 25 50 880 2 50 670 600 Exemplo da invenção
Y-1 1250 1040 25 50 880 2 50 670 600 Exemplo da invenção
Z-1 1250 1040 25 50 880 2 50 670 600 Exemplo da invenção
AA-1 1250 1040 25 50 860 2 50 670 600 Exemplo da invenção
AB-1 1250 1040 25 50 889 2 50 670 600
AC-1 1250 1040 25 50 880 2 50 670 600
SRT: Temperatura de aquecimento da placa
RFT: Temperatura de acabamento da laminação bruta tO: Tempo de laminação em laminação bruta realizada a
1150°C ou menos t1: Tempo do final da laminação bruta ao início da laminação de acabamento
Tf: Temperatura de laminação de acabamento final t2: Tempo de resfriamento com ar após final laminação de acabamento
CRmín: Taxa de resfriamento mínima durante CFT de após resfriamento com ar
SCT: Temperatura de cessamento de resfriamento com água
CT: Temperatura de bobinamento [0086] Na Tabela 1, as composições químicas são dadas por % em massa. Adicionalmente, na Tabela 1, Ac3(°C) é o valor que calcuPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 36/53
33/41 lado pela seguinte fórmula:
Ac3=910-21 0a/[%C]+45[%Sí]30[%Mn]+700[%P]+40[%AI]+400[%Ti]+32[%Mo]-11 [%Cr]-20[%Cu]15[%Ni] no qual, %C, %Si, %Mn, %P, %AI, %Ti, %Mo, %Cr, %Cu, e %Ni respectivamente indica os teores em aço de C, Si, Μη, P, Al, Ti, Mo, Cr, Cu, e Ni.
[0087] Na Tabela 1, as composições químicas dos aços correspondem às composições químicas dos aços dos números de aço na Tabela 2 com as mesmas letras do alfabeto como os números do aço. [0088] Na Tabela 2, SRT indica a temperatura de reaquecimento da placa (°C). RFT indica a temperatura de acabamento da laminação bruta (°C). tO indica o tempo de retenção máximo (s) entre as operações de laminação bruta realizadas a 1150°C ou menos. t1 indica o tempo (seg) do final da laminação bruta ao início da laminação de acabamento. Tf' indica a temperatura de laminação de acabamento final (°C). t2 mostra o tempo de resfriamento com ar imediatamente após a última laminação de acabamento (s). CRmín indica a taxa de resfriamento mínima no SCT após resfriamento com ar (°C/s). SCT indica a temperatura de cessamento de resfriamento com água (°C). CT indica a temperatura de bobinamento (°C).
[0089] Os Aços A-12 a A-14 e C-2 são chapas de aço galvanizado imersa a quente que foram produzidas por decapagem das chapas de aço laminada a quente, em seguida recozimento das mesmas em uma linha de recozimento e linha de galvanização contínuas nas temperaturas de recozimento que são mostradas na Tabela 2, em seguida galvanizando-as.
[0090] Nota-se que a temperatura de imersão de galvanização foi tornada 450°C enquanto que, para tratamento de galvanorecozimento, a temperatura de liga foi tornada 500°C.
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 37/53
34/41 [0091] Primeiro, as estruturas de metal e carbonitretos de liga da chapa de aço preparada foram examinados.
[0092] A estrutura de metal da chapa de aço, conforme explanada acima, foi observada baseado em J IS G 0551 para a seção transversal L por um microscópio ótico. Adicionalmente, as percentagens de área das estruturas diferentes foram medidas pelo método de contagem de ponto e análise usando fotografias estruturais em regiões de 1/4t de espessura na seção transversal L (posição de 1/4t da superfície de chapa de aço quando a espessura de chapa é t). Os tamanhos de grão da ferrita e bainita foram medidos pelo cálculo do tamanho de partícula nominal baseado em JIS G 0552.
[0093] Os carbonitretos de liga com interfaces incoerentes que contêm Ti e NB foram analisados para orientação de cristal e medidos para tamanho de partícula médio por tornar a amostra de placa de aço em uma película delgada de uma extensão através da qual os feixes de elétrons passam, e usando um microscópio eletrônico tipo transmissão (TEM). 20 ou mais partículas de carbonitreto de liga foram examinadas.
[0094] Em seguida, para medir a quantidade de amolecimento da zona termicamente afetada de solda (ZTA), soldagem por arco foi usada para preparar uma junta sobreposta. A soldagem foi realizada em uma atmosfera de CO2: 100% com uma entrada de calor de cerca de 5000 a 8000J/cm de alcance. Após soldagem, a seção transversal foi polida e o material base e a zona termicamente afetada de solda (ZTA) foram testados para dureza de Vicker objetivando amolecimento em 0 ou menos. Os resultados da medição acima são mostrados na Tabela 3. Nota-se que, na Tabela 3, F indica ferrita, B indica bainita, A indica austenita retida, M indica martensita, e P indica perlita, d(F, b) indica o tamanho de grão médio (pm) de ferrita e bainita, dMCN indica o tamanho de partícula médio (nm) de carbonitretos de liga com interPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 38/53
35/41 faces incoerentes, e AHV indica a diferença entre HVbm e HVzta quando a dureza de Vicker da parte mais amolecida da zona termicamente afetada de solda é HVzta e a dureza de Vicker do material base é HVBM.Tabela 3
Tabela 3-1 (1a parte)
Aço No. YP (MPa) TS (MPa) El(%) YR Percentagem de Estrutura de Metal (%) d(F,B)
F+B M A P
A-1 600 640 25 0,94 98 2 8
A-2 550 590 27 0,93 98 2 9
A-3 590 530 25 0,94 98 2 8
A-4 600 645 25 0,93 98 2 14
A-5 600 640 25 0,94 98 2 7
A-6 600 640 25 0,94 100 12
A-7 590 630 25 0,94 94 6 8
A-8 595 635 25 0,94 98 2 10
A-9 580 620 26 D94 97 3 9
A-10 570 610 27 0,93 94 6 11
A-11 555 600 27 0,93 93 7 13
A-12 490 575 29 0,85 99 1 7
A-13 640 650 24 0,98 98 2 8
A-14 600 610 25 0,98 100 7
A-15 500 550 26 0,91 100 8
A-16 600 635 25 0,94 98 2 8
A-17 590 630 25 0,94 98 2 8
A-18 590 625 25 0,94 98 2 8
B-1 630 630 24 0,93 99 1 8
B-2 630 630 24 0,93 99 1 8
B-3 610 665 25 0,92 99 1 8
B-4 625 675 24 0,93 100 12
B-5 630 680 24 0,93 100 8
B-6 620 670 24 0,93 100 8
B-7 620 670 24 0,93 100 10
B-8 515 665 24 0,92 100 10
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 39/53
36/41
Aço No. YP (MPa) TS (MPa) El(%) YR Percentagem de Estrutura de Metal (%) d(F,B)
F+B M A P
B-9 650 680 24 0,96 97 3 9
B-10 600 640 25 0,94 94 6 12
B-11 480 580 27 0,83 98 2 8
B-12 625 675 24 0,93 99 1 9
B-13 620 670 24 0,93 99 1 9
C-1 560 620 27 0,90 98 2 9
C-2 585 600 25 0,98 98 2 9
Tabela 3-1 (2a parte)
Aço No. dMCN AHV VE_40 Bend-ability Observações
A-1 12 20 120 VG Exemplo da Invenção
A-2 25 18 60 VG
A-3 22 20 60 VG
A-4 14 18 55 VG
A-5 13 19 110 VG Exemplo da Invenção
A-6 18 20 60 VG
A-7 21 22 65 VG
A-8 21 20 65 VG
A-9 15 18 100 VG Exemplo da Invenção
A-10 15 18 65 VG
A-11 12 17 55 VG
A-12 12 17 64 VG
A-13 13 24 110 VG Exemplo da Invenção
A-14 13 20 120 VG Exemplo da Invenção
A-15 20 16 50 VG
A-16 13 20 60 VG
A-17 21 18 55 VG
A-18 27 18 50 VG
B-1 14 21 100 VG Exemplo da Invenção
B-2 15 22 85 VG Exemplo da Invenção
B-3 22 21 50 VG
B-4 13 21 65 VG
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 40/53
37/41
Aço No. dlVICN AHV VE_40 Bend-ability Observações
B-5 15 25 90 VG Exemplo da invenção
B-6 21 24 60 VG
B-7 23 26 60 VG
B-8 21 26 65 VG
B-9 14 22 80 VG Exemplo da invenção
B-10 23 35 55 VG
B-11 12 65 G
B-12 14 22 55 VG
B-13 14 24 50 VG
C-1 12 36 80 VG Exemplo da invenção
C-2 14 33 70 VG Exemplo da invenção
Tabela 2 1-2
D-1 605 695 25 0,87 98 2 8 15 30 85 VG Exemplo da invenção
E-1 620 685 24 0,91 98 2 7 14 8 65 VG
F-1 570 595 23 0,96 98 2 8 15 52 65 VG
Q-1 545 580 28 0,94 100 10 13 44 75 VG
H-1 590 720 24 0,82 97 3 10 15 41 65 P
1-1 595 715 24 0,83 97 2 1 8 15 42 60 P
J-1 615 690 24 0,89 96 6 8 22 33 55 VG
K-1 605 720 24 0,84 98 2 7 21 6 60 P
L-1 625 680 26 0,92 98 2 9 14 38 80 VG Exemplo da invenção
M-1 665 700 24 0,95 98 2 8 14 37 40 G
N-1 595 640 25 0,93 98 2 9 12 33 75 G Exemplo da invenção
0-1 600 640 25 0,94 98 2 8 13 34 45 P
P-1 570 620 27 0,96 98 2 10 13 48 95 VG
Q-1 540 595 28 0,91 98 2 8 12 43 110 VG
R-1 720 780 21 0,92 98 2 9 21 37 45 VG
S-1 615 640 26 0,96 98 2 8 13 56 90 VG
T-1 680 720 23 0,94 97 2 8 22 22 65 VG
U-1 655 700 24 0,94 98 2 8 21 34 60 VG
V-1 665 700 24 0,95 98 2 8 15 36 80 VG Exemplo da invenção
W-1 625 675 24 0,93 98 2 7 14 34 90 VG Exemplo da invenção
X-1 620 670 24 0,93 100 8 15 34 100 VG Exemplo da invenção
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 41/53
38/41
Y-1 630 680 24 0,93 100 7 15 35 90 VG Exemplo da invenção
Z-1 650 700 24 0,93 100 8 15 36 100 VG Exemplo da invenção
AA-1 555 635 26 0,87 100 8 13 24 100 G Exemplo da invenção
AB-1 525 630 25 0,83 98 2 8 11 42 65 G
AC-1 555 580 28 0,96 100 7 11 41 120 VG
d(F,B): Tamanho de grão médio de ferrita e bainita (pm) dMCN: Diâmetro de partícula médio de carbonitretos de liga incoerentes
AHV: Amolecimento da ZTA de zona de solda por arco (HV) vE-40: Absorção de energia de impacto de Charpy a -40°C (J/cm2) [0095] Em seguida, a chapa de aço foi avaliada para propriedades de resistência, absorção de energia de impacto à baixa temperatura, e curvatura.
[0096] As chapas de aço foram avaliadas para propriedades de resistência pelo seguinte método. Primeiro, o material de teste foi operado a uma peça de teste No. 5 descrita em JIS Z 2201. Adicionalmente, esta peça de teste No. 5 foi submetida a um teste de tensão de acordo com o método descrito em JIS Z 2241, e a resistência à tensão máxima (TS), resistência de rendimento (YS), e alongamento El), foram encontrados.
[0097] A absorção de energia de impacto à baixa temperatura foi avaliada por teste de impacto de Charpy. Baseado em JIS Z 2202, uma espessura de 3 mm, peça de teste de entalhe de 2 mmV foi preparada. A peça de teste foi resfriada a -40°C, em seguida um teste de impacto de Charpy foi realizado, e a absorção de energia de impacto (J/cm2) foi medida.
[0098] O teste de encurvamento foi realizado pelo método de bloco-V de JIS Z 224 (ângulo de encurvamento: 90°). A espessura da peça de teste foi t. O raio de encurvamento limite n>m com nenhuma fratura foi medido.
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 42/53
39/41 [0099] Os resultados da medição acima são mostrados na Tabela 3. Nota-se que, conforme explanado acima, na Tabela 3, vE-40 é o valor de absorção de impacto de Charpy (J/cm2), enquanto que riim/t é o valor do raio de encurvamento limite n>m dividido pela espessura da chapa. Um riim/t de 0,5 ou menos é ranqueado como VG (muito bom), acima de 0,5 a 1,0 ou menos de alcance é ranqueado como G (bom), e acima de 1,0 é ranqueado como P (pobre).
[00100] O Aço A-2 tem uma temperatura de aquecimento de placa fora da faixa adequada, de modo que é um exemplo comparativo onde em seguida a resistência à tensão foi menos do que 600 MPa, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura foi baixa.
[00101] Os Aços A-3 a A-4 e os Aços B-3 to B-4 têm temperaturas de acabamento de laminação bruta fora da faixa adequada, de modo que são exemplos comparativos onde as absorções de energia de impacto à baixa temperatura foram baixas.
[00102] O Aço A-6 e o Aço B-3 têm tempos a partir do final de laminação bruta ao início da laminação de acabamento fora da faixa adequada, de modo que são exemplos comparativos onde as absorções de energia de impacto à baixa temperatura foram baixas.
[00103] Os Aços A-7 a A-8, o Aço A-10, e os Aços B-6 a B-8 têm condições de laminação de acabamento e condições de resfriamento após laminação de acabamento fora da faixa adequada, de modo que são exemplos comparativos onde as absorções de energia de impacto à baixa temperatura foram baixas.
[00104] O Aço A-11 e o Aço B-10 têm temperaturas de acabamento de resfriamento com água após laminação de acabamento e temperaturas de bobinamento das chapas de aço laminada a quente fora da faixa adequada, de modo que são exemplos comparativos onde as absorções de energia de impacto à baixa temperatura foram baixas. [00105] O Aço A-12 e o Aço B-11 têm temperaturas de bobinamenPetição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 43/53
40/41 to das chapas de aço laminada a quente fora da faixa adequada, de modo que são exemplos comparativos onde as resistências à tensão foram menos do que 600 MPa, e as absorções de energia de impacto à baixa temperatura foram baixas.
[00106] O Aço A-15 tem uma temperatura de recozimento da temperatura Ac3 ou mais, de modo que é um exemplo comparativo onde a absorção de energia de impacto à baixa temperatura foi baixa.
[00107] Os Aços F-1, Q-1, S-1, AB-1, e AC-1 têm valores de quantidades de Mn, quantidades de Ti, e quantidades de Nb fora da faixa adequada, de modo que são exemplos comparativos onde as quantidades de amolecimento da ZTA foram grandes. Entre estes, os Aços F-1, Q-1, e AC-1 têm resistências à tensão de menos do que 600 MPa. [00108] O Aço G-1 tem uma quantidade de C fora da faixa adequada, de modo que é um exemplo comparativo onde a resistência foi menos do que 600 MPa, e a quantidade de amolecimento da ZTA foi grande.
[00109] Os Aços H-1, 1-1, K-1, e AB-1 têm quantidades de C, quantidades de Si, e quantidades de Mn fora da faixa adequadas, de modo que são exemplos comparativos onde martensita ou austenita retida estavam presentes, a absorção de energia de impacto à baixa temperatura foi baixa, e, adicionalmente, a curvatura foi pobre. O Aço J-1 tem uma quantidade de Mn fora da faixa adequada, de modo que é um exemplo comparativo onde perlita estava presente, e a absorção de energia de impacto à baixa temperatura foi baixa.
[00110] Os Aços M-1 e O-1 têm quantidades de S e quantidades de P que foram excessivas, de modo que são exemplos comparativos onde as absorções de energia de impacto à baixa temperatura foram baixas.
[00111] Os Aços E-1, R-1, T-1, e U-1 têm quantidades de Ti, quantidades de Nb, e quantidades de N fora da faixa adequada, de modo
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 44/53
41/41 que são exemplos comparativos onde carbonitretos de liga grosseiros estavam presentes, e as absorções de energia de impacto à baixa temperatura foram baixas.
[00112] O Aço P-1 tem uma quantidade excessiva de Al, de modo que é um exemplo comparativo com amolecimento da ZTA.
[00113] Conforme oposto a isto, os exemplos da invenção todos têm razões de rendimento de 0,85 ou mais, resistências à tensão máxima de 600 MPa ou mais, e excelente absorção de energia de impacto à baixa temperatura e resistência de amolecimento da ZTA.
Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 45/53
1/3

Claims (10)

  1. REIVINDICAÇÕES
    1. Chapa de aço laminada a quente, caracterizada pelo fato de que consiste de, por % em massa,
    C: 0,04 a 0.09%,
    Si: 0,4% ou menos,
    Mn: 1,2 a 2,0%,
    P: 0,1% ou menos,
    S: 0,02% ou menos,
    Al: 1,0% ou menos,
    Nb: 0,02 a 0,09%,
    Ti: 0,02 a 0,07%, e N: 0,005% ou menos, um restante de Fe e impurezas inevitáveis, e opcionalmente consistindo de, por % em massa,
    V: 0,01 a 012%, um ou mais dentre Cr, Cu, Ni, e Mo em um total de 0,02 a
  2. 2,0%,
    B: 0,0003 a 0.005%, e um ou mais dentre Ca, Mg, La, e Ce em um total de 0,0003 a 0,01%, onde 2,0<Mn+8[%Ti]+12[%Nb]<2,6, e tendo uma estrutura de metal que compreende uma percentagem de área de perlita de 5% ou menos, uma percentagem de área total de martensita e austenita retida de 0,5% ou menos, e um restante de uma ou ambas de ferrita e bainita, tendo um tamanho de grão médio de ferrita e bainita de 10 pm ou menos, tendo um tamanho de grão médio de carbonitretos de liga com interfaces incoerentes que contêm Ti e Nb de 20 nm ou menos,
    Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 46/53
    2/3 tendo uma razão de rendimento de 0,85 ou mais, e tendo um limite de resistência de 600 MPa ou mais.
    2. Chapa de aço laminada a quente, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que consiste ainda de, por % em massa, V: 0,01 a 0,12%.
  3. 3. Chapa de aço laminada a quente, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que consiste ainda de, por % em massa, um ou mais dentre Cr, Cu, Ni, e Mo em um total de 0,02 a 2,0%.
  4. 4. Chapa de aço laminada a quente, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, caracterizada pelo fato de que consiste ainda de, por % em massa, B: 0,0003 a 0,005%.
  5. 5. Chapa de aço laminada a quente, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizada pelo fato de que consiste ainda de, por % em massa, um ou mais dentre Ca, Mg, La, e Ce em um total de 0,0003 a 0,01%.
  6. 6. Chapa de aço laminada a quente, caracterizada pelo fato de que a chapa de aço laminada a quente, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 5, é chapeada ou chapeada por liga em uma superfície.
  7. 7. Método para produção da chapa de aço laminada a quente, caracterizado pelo fato de que compreende, aquecimento de uma placa de aço tendo uma composição, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 5, a 1150°C ou mais, laminação bruta da placa de aço aquecida, acabamento da laminação bruta a temperatura entre 1000°C e 1080°C, no qual um intervalo de laminação máximo na laminação bruta que é realizada a 1150°C ou menos é 45 segundos ou menos, após a laminação bruta, retenção da placa de aço por um
    Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 47/53
    3/3 tempo de retenção t1 (segundo) que satisfaz a seguinte fórmula (1), em seguida iniciando a laminação de acabamento, realização da laminação de acabamento com uma temperatura de laminação final Tf que satisfaz a seguinte fórmula (2) de modo a obter uma chapa de aço, início de aquecimento de água da chapa de aço dentro de 3 segundos após a laminação de acabamento, em seguida resfriando a chapa de aço a temperatura de 700°C ou menos a uma taxa de resfriamento mais baixa de 8°C/segundo ou mais, e bobinamento da chapa de aço a temperatura entre 530°C e
    650°C
    1000x([%Ti]+[%Nb])>t1.....fórmula (1)
    Tf>830+400([%Ti]+[%Nb])· -fórmula (2).
  8. 8. Método para produção da chapa de aço laminada a quente, de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que uma temperatura de laminação final Tf satisfaz a seguinte fórmula (3)
    Tf>830+800([%Ti]+[%Nb])· -fórmula (3).
  9. 9. Método para produção de chapa de aço chapeada laminada a quente, caracterizado pelo fato de que compreende, decapagem da chapa de aço laminada a quente que foi obtida pelo método de produção como definido na reivindicação 7 ou 8, aquecimento da chapa de aço a uma temperatura Ac3 ou menos, em seguida imersão da chapa de aço em um banho de chapeamento para chapear a superfície da chapa de aço.
  10. 10. Método para produção da chapa de aço chapeada laminada a quente, de acordo com a reivindicação 9, caracterizado pelo fato de que compreende ainda ligar a chapa de aço chapeada após referido chapeamento.
    Petição 870180070307, de 13/08/2018, pág. 48/53
    1/2 .1
    AHV (3’JU^/P)O17“3A
    NG
    Ú
    OK
    Faixa adequada «e=-ΞΗ
    O OK í? O o o o £ o NG
    60 50
    10 0
    140 120 100 80 60 40 20 0
    1.4 1.6 1.8 2.0 2.2 2.4 2.6 2.8 3.0 3.2 Mn+8Ti+12Nb(% em massa
    2/2
    FI Λ, ο ig.2
BR112014002875-3A 2011-08-09 2012-08-08 chapas de aço laminadas a quente, e métodos para produção das mesmas BR112014002875B1 (pt)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-173760 2011-08-09
JP2011173760 2011-08-09
PCT/JP2012/070259 WO2013022043A1 (ja) 2011-08-09 2012-08-08 低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ｈａｚ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
BR112014002875A2 BR112014002875A2 (pt) 2017-02-21
BR112014002875B1 true BR112014002875B1 (pt) 2018-10-23

Family

ID=47668548

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
BR112014002875-3A BR112014002875B1 (pt) 2011-08-09 2012-08-08 chapas de aço laminadas a quente, e métodos para produção das mesmas

Country Status (14)

Country Link
US (1) US20140178712A1 (pt)
EP (1) EP2743364B1 (pt)
JP (1) JP5354130B2 (pt)
KR (1) KR101575832B1 (pt)
CN (2) CN103732776B (pt)
BR (1) BR112014002875B1 (pt)
CA (1) CA2843588C (pt)
ES (1) ES2589640T3 (pt)
MX (1) MX349893B (pt)
PL (1) PL2743364T3 (pt)
RU (1) RU2562582C1 (pt)
TW (1) TWI453287B (pt)
WO (1) WO2013022043A1 (pt)
ZA (1) ZA201400954B (pt)

Families Citing this family (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20120018056A1 (en) 2009-01-30 2012-01-26 Jfe Steel Corporation Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet having excellent hydrogen induced cracking resistance and manufacturing method thereof
ES2612184T3 (es) 2012-05-08 2017-05-12 Tata Steel Ijmuiden Bv Parte de chasis automotriz fabricado a partir de chapa de acero laminada en caliente, conformable, de alta resistencia
KR101499939B1 (ko) * 2013-04-10 2015-03-06 동국제강주식회사 고강도 고인성 후강판 및 그의 제조 방법
KR101518551B1 (ko) 2013-05-06 2015-05-07 주식회사 포스코 충격특성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101543837B1 (ko) 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101543836B1 (ko) 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP6368785B2 (ja) * 2013-12-26 2018-08-01 ポスコＰｏｓｃｏ 溶接性及びバーリング性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
DK3305935T3 (da) * 2014-03-25 2019-09-02 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Fladt stålprodukt med høj styrke og anvendelse af et fladt stålprodukt med høj styrke
CN103898407B (zh) * 2014-04-09 2016-07-06 武汉钢铁(集团)公司 600MPa热轧带肋钢筋及其制备方法
CN105506494B (zh) 2014-09-26 2017-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法
CN104818436B (zh) * 2015-04-21 2016-09-28 舞阳钢铁有限责任公司 屈服620MPa级水电工程用热轧钢板及其生产方法
JP6756088B2 (ja) * 2015-06-11 2020-09-16 日本製鉄株式会社 冷間加工性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
CN107849657A (zh) 2015-07-06 2018-03-27 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
WO2017125773A1 (en) 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
KR101767839B1 (ko) * 2016-06-23 2017-08-14 주식회사 포스코 재질 균일성 및 구멍확장성이 우수한 석출강화형 열연강판 및 그 제조방법
KR101889174B1 (ko) * 2016-12-13 2018-08-16 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고항복비형 고강도강 및 그 제조방법
KR101917453B1 (ko) 2016-12-22 2018-11-09 주식회사 포스코 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
KR101899681B1 (ko) * 2016-12-22 2018-09-17 주식회사 포스코 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
BR112019006995A2 (pt) * 2017-01-30 2019-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço
TWI629363B (zh) * 2017-02-02 2018-07-11 新日鐵住金股份有限公司 Steel plate
CN109161793B (zh) * 2018-08-29 2020-08-04 河钢股份有限公司 一种低屈强比高强耐候钢及其生产方法
CN109594012A (zh) * 2018-11-05 2019-04-09 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种700MPa级稀土耐腐蚀车用钢带及其制备方法
KR102119975B1 (ko) * 2018-11-29 2020-06-08 주식회사 포스코 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법
JP6819830B2 (ja) * 2019-01-31 2021-01-27 Ｊｆｅスチール株式会社 突起付きｈ形鋼およびその製造方法
CN110669914B (zh) * 2019-09-30 2021-07-06 鞍钢股份有限公司 一种冷冲压用高强汽车桥壳用钢及其生产方法
KR102236851B1 (ko) * 2019-11-04 2021-04-06 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고항복비형 후물 고강도강 및 그 제조방법
CN111041378B (zh) * 2019-11-18 2021-06-15 武汉钢铁有限公司 一种易成型商用车横梁用钢及生产方法
CN113122769B (zh) * 2019-12-31 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 低硅低碳当量吉帕级复相钢板/钢带及其制造方法
KR102580265B1 (ko) * 2021-12-22 2023-09-20 현대제철 주식회사 강재의 저온 충격흡수에너지 예측방법
CN115011873A (zh) * 2022-05-26 2022-09-06 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种屈服强度550MPa级热镀锌高强结构钢及其生产方法

Family Cites Families (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3925111A (en) * 1972-12-31 1975-12-09 Nippon Steel Corp High tensile strength and steel and method for manufacturing same
CA2004548C (en) * 1988-12-05 1996-12-31 Kenji Aihara Metallic material having ultra-fine grain structure and method for its manufacture
US5545270A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability
US5545269A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
JP3582257B2 (ja) 1996-01-11 2004-10-27 Ｊｆｅスチール株式会社 衝撃エネルギー吸収能の高い薄鋼板の製造方法
JP3301348B2 (ja) 1997-04-24 2002-07-15 住友金属工業株式会社 熱延高張力鋼板の製造方法
CN1082561C (zh) * 1997-06-26 2002-04-10 川崎制铁株式会社 钢管及其制造方法
JP4294854B2 (ja) * 1997-07-28 2009-07-15 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 優れた超低温靭性を有する超高強度、溶接性鋼
WO1999013123A1 (fr) * 1997-09-11 1999-03-18 Kawasaki Steel Corporation Plaque d'acier laminee a chaud contenant des particules hyperfines, son procede de fabrication et procede de fabrication de plaques d'acier laminees a froid
US5900077A (en) * 1997-12-15 1999-05-04 Caterpillar Inc. Hardness, strength, and fracture toughness steel
US6254698B1 (en) * 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
JP4507364B2 (ja) * 1999-07-19 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
JP4277405B2 (ja) 2000-01-26 2009-06-10 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性および溶接性に優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法
JP2003096534A (ja) * 2001-07-19 2003-04-03 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 高強度耐熱鋼、高強度耐熱鋼の製造方法、及び高強度耐熱管部材の製造方法
JP4661002B2 (ja) * 2001-08-07 2011-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性および延性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP3881559B2 (ja) 2002-02-08 2007-02-14 新日本製鐵株式会社 溶接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4205922B2 (ja) * 2002-10-10 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 変形性能および低温靱性ならびにｈａｚ靱性に優れた高強度鋼管およびその製造方法
JP4304421B2 (ja) * 2002-10-23 2009-07-29 住友金属工業株式会社 熱延鋼板
JP4288146B2 (ja) * 2002-12-24 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法
US7749338B2 (en) * 2002-12-24 2010-07-06 Nippon Steel Corporation High burring, high strength steel sheet excellent in softening resistance of weld heat affected zone and method of production of same
JP4214840B2 (ja) * 2003-06-06 2009-01-28 住友金属工業株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4232545B2 (ja) * 2003-06-11 2009-03-04 住友金属工業株式会社 高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4576859B2 (ja) 2004-03-18 2010-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板の製造方法
JP4333444B2 (ja) 2004-03-31 2009-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性、伸びフランジ特性、引張疲労特性および耐衝突特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5070732B2 (ja) 2005-05-30 2012-11-14 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN102242308B (zh) * 2005-08-03 2013-03-27 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
JP4964488B2 (ja) 2006-04-20 2012-06-27 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法
US8075711B2 (en) * 2006-05-16 2011-12-13 Jfe Steel Corporation Hot-rolled high strength steel sheet having excellent ductility, and tensile fatigue properties and method for producing the same
JP4466619B2 (ja) * 2006-07-05 2010-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法
JP2007016319A (ja) * 2006-08-11 2007-01-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
WO2008110670A1 (fr) * 2007-03-14 2008-09-18 Arcelormittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil a ductilite amelioree
EP2130938B1 (en) * 2007-03-27 2018-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot rolled steel sheet being free from peeling and excellent in surface and burring properties and process for manufacturing the same
JP4972451B2 (ja) * 2007-04-20 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
JP5157240B2 (ja) 2007-05-08 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板および溶接構造物
JP5194858B2 (ja) 2008-02-08 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5195469B2 (ja) * 2009-01-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
CN104087829B (zh) * 2009-05-22 2017-04-12 杰富意钢铁株式会社 大热输入焊接用钢材
JP5533024B2 (ja) * 2010-02-26 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2743364B1 (en) 2016-07-27
CN103732776B (zh) 2016-06-08
RU2562582C1 (ru) 2015-09-10
MX2014001501A (es) 2014-05-12
KR101575832B1 (ko) 2015-12-08
TW201313920A (zh) 2013-04-01
US20140178712A1 (en) 2014-06-26
TWI453287B (zh) 2014-09-21
ZA201400954B (en) 2016-07-27
BR112014002875A2 (pt) 2017-02-21
CA2843588C (en) 2018-02-20
EP2743364A4 (en) 2015-11-04
JP5354130B2 (ja) 2013-11-27
CN105648311B (zh) 2018-03-30
CN103732776A (zh) 2014-04-16
MX349893B (es) 2017-08-18
WO2013022043A1 (ja) 2013-02-14
ES2589640T3 (es) 2016-11-15
CA2843588A1 (en) 2013-02-14
PL2743364T3 (pl) 2017-01-31
EP2743364A1 (en) 2014-06-18
JPWO2013022043A1 (ja) 2015-03-05
KR20140026574A (ko) 2014-03-05
CN105648311A (zh) 2016-06-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
BR112014002875B1 (pt) chapas de aço laminadas a quente, e métodos para produção das mesmas
US11208702B2 (en) Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CA2809171C (en) Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet having excellent hydrogen induced cracking resistance
EP3395999B1 (en) Steel material having excellent hydrogen induced cracking (hic) resistance for pressure vessel and manufacturing method therefor
BRPI0414674B1 (pt) chapas de aço de alta razão de escoamento e alta resistência e métodos de produção das mesmas
JP6187710B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US8932729B2 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance property and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet
BR112014001589B1 (pt) chapa de aço de alta resistência e chapa de aço galvanizada de alta resistência excelente em conformabilidade e métodos de produção das mesmas
WO2010137317A1 (ja) 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP5053157B2 (ja) プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
BR112014007483B1 (pt) chapa de aço galvanizado a quente e processo de fabricação da mesma
WO2010087511A1 (ja) 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
BR112015021149B1 (pt) Chapa de aço laminada a quente e seu método de produção
BR112015011302B1 (pt) Chapa de aço laminada a quente e seu processo para produção
BR112014020593A2 (pt) chapa de aço laminada a frio e processo para produção da mesma
BRPI0809301B1 (pt) Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento e método de produção da mesma
BR112014007498B1 (pt) Chapa de aço galvanizado a quente de alta resistência e método de produção da mesma
BR112012019769B1 (pt) Método de produção de placa de aço.
JP7364933B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
KR20190110562A (ko) 주로 베이나이트 미세조직을 갖는 복합조직상 강으로 구성된 열연 평탄형 강 제품 및 이러한 평탄형 강 제품을 제조하는 방법
BR112020001437A2 (pt) chapa de aço galvanizada por imersão a quente
BR112014019497B1 (pt) Chapa de aço laminada a frio, chapa de aço revestida, e métodos para produção das mesmas
BR112021009032B1 (pt) Método para a fabricação de uma bobina compósita, bobina compósita, método para a fabricação de uma chapa de aço martensítico, chapa de aço martensítico e uso de uma chapa de aço
JP7348947B2 (ja) 脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材及びその製造方法
WO2021020439A1 (ja) 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
B06A Patent application procedure suspended [chapter 6.1 patent gazette]
B09A Decision: intention to grant [chapter 9.1 patent gazette]
B16A Patent or certificate of addition of invention granted [chapter 16.1 patent gazette]

Free format text: PRAZO DE VALIDADE: 20 (VINTE) ANOS CONTADOS A PARTIR DE 08/08/2012, OBSERVADAS AS CONDICOES LEGAIS.

B25D Requested change of name of applicant approved

Owner name: NIPPON STEEL CORPORATION (JP)

B21F Lapse acc. art. 78, item iv - on non-payment of the annual fees in time

Free format text: REFERENTE A 10A ANUIDADE.

B24J Lapse because of non-payment of annual fees (definitively: art 78 iv lpi, resolution 113/2013 art. 12)

Free format text: EM VIRTUDE DA EXTINCAO PUBLICADA NA RPI 2682 DE 31-05-2022 E CONSIDERANDO AUSENCIA DE MANIFESTACAO DENTRO DOS PRAZOS LEGAIS, INFORMO QUE CABE SER MANTIDA A EXTINCAO DA PATENTE E SEUS CERTIFICADOS, CONFORME O DISPOSTO NO ARTIGO 12, DA RESOLUCAO 113/2013.