BR112014017109B1 - Chapa de aço laminada a quente e processo de fabricação da mesma - Google Patents

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Kunio Hayashi
Koichi Sato
Shunji Hiwatashi
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Abstract

resumo patente de invenção: "chapa de aço laminada a quente e processo de fabricação da mesma". uma chapa de aço laminada a quente que inclui, em termos de % em massa, 0,030% até 0,120% de c, 1,20% ou menos de si, 1,00% até 3,00% de mn, 0,01% até 0,70% de al, *0,05% até 0,20% de ti, 0,01% até 0,10% de nb, 0,020% ou menos de p, 0,010% ou menos de s e 0,005% ou menos de n e um restante que consiste em fe e impurezas, em que 0,106 = (c% - ti% * 12/48 - nb% * 12/93) = 0,012 é satisfeito; uma densidade de poste (pole) de {112}(110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa é de 5,7 ou menor; uma relação entre largura e altura (eixo longo/eixo curto) de grãos de austenita anteriores é de 5,3 ou menor; uma densidade de precipitados de (ti, nb)c que possuem um tamanho de 20 nm ou menor é de 109 pedaços/mm3 ou mais; uma relação de rendimento yr, que é a proporção de uma resistência à tração até um limite (superior) de escoamento, é de 0,80 ou mais; e a resistência à tração é de 590 mpa ou maior.

Description

CHAPA DE AÇO LAMINADA A QUENTE E PROCESSO DE FABRICAÇÃO DA MESMA.
Campo Técnico [001] Esta invenção refere-se a uma chapa de aço laminada reforçada por precipitação a quente que possui excelente capacidade de tomar forma e excelentes propriedades de fadiga de uma borda cisalhada e a um processo de fabricação da chapa de aço.
[002] Este pedido de patente reivindica prioridade do Pedido de Patente Japonesa N°. 2012-004554, cuja descrição é aqui incorporada como referência.
Antecedentes da Técnica [003] Nestes últimos anos, foi feita uma tentativa para reduzir o peso de automóveis ou de várias peças de máquina. A redução em peso pode ser realizada pela otimização do projeto do formato das peças para garantir a rigidez. No caso de peças ocas tais como peças formadas em prensa, a redução no peso pode ser realizada diretamente por redução da espessura da placa. No entanto, para se manter a fratura estática e limite de elasticidade enquanto se reduz a espessura da placa, é necessário usar um material de grande resistência para as peças. Para esta finalidade, foi feita uma tentativa para aplicar uma folha de aço que possui uma resistência à tração de 590 MPa ou mais a um material de aço de baixo custo que possua excelentes propriedades de resistência. Enquanto isso, para reforçar bastante o material, é necessário satisfazer tanto a grande resistência como a capacidade de tomar forma tal como limite de fratura durante a moldagem ou a capacidade de tomar forma por rebarbação. Além disso, quando as peças forem aplicadas às partes do chassi, foi desenvolvida uma folha de aço baseada no reforço por precipitação pela adição de elementos de micro liga para garantir a rigidez de uma peça soldada com arco e para suprimir o amolecimento HAZ. Além disso, foram desen
2/34 volvidas várias chapas de aço (por exemplo, ver os Documentos de Patente 1 a 5).
[004] Os elementos de micro liga descritos antes promovem a precipitação de precipitados coerentes de aproximadamente vários nanômetros até várias dezenas de nanômetros em tamanho a uma temperatura abaixo da temperatura Ac1, No processo de fabricação da chapa de aço laminada a quente, a resistência da chapa de aço pode ser melhorada significativamente por tais precipitados coerentes, porém há um problema pelo fato de que são geradas rachaduras finas em uma borda cisalhada e a capacidade de tomar forma é prejudicada, como descrito no Documento Sem Ser de Patente 1, por exemplo. Além disso, a deterioração na borda cisalhada deteriora significativamente as propriedades de fadiga da borda cisalhada. No Documento Sem Ser de Patente 1, este problema foi resolvido por utilização de um reforço da microestrutura enquanto se usam constituintes da liga aos quais são adicionados elementos de micro liga. No entanto, quando for utilizado reforço da microestrutura, é difícil se conseguir um alto limite de elasticidade necessário para as peças e a supressão da deterioração da borda cisalhada da chapa de aço laminada reforçada por precipitação à quente permanece um problema.
[005] Documento de Patente1: Pedido de Patente Japonesa Depositado em Aberto (JP-A) N°. 2002-161340 [006] Documento de Patente2: JP-A N°. 2004-27249 [007] Documento de Patente3: JP-A N°. 2005-314796 [008] Documento de Patente4: JP-A N°. 2006-161112 [009] Documento de Patente5: JP-A N°. 2012-1775 [0010] Documento Sem Ser de Patente 1: Kunishige e outros, TETSU-TO-HAGANE, vol. 71, N°. 9, pp.1140-1146 (1985)
3/34
Sumário da Invenção
Problema Técnico [0011] A invenção pode resolver o problema descrito antes que se refere à deterioração da capacidade de tomar forma e das propriedades de fadiga de uma borda cisalhada na chapa de aço laminada reforçada por precipitação a quente. A invenção fornece uma chapa de aço laminada a quente que possui excelente capacidade de tomar forma e propriedades de fadiga de uma borda cisalhada com uma resistência à tração de 590 MPa ou mais e um processo de fabricação da chapa de aço.
Solução para o Problema [0012] Os inventores conseguiram a supressão da deterioração de uma borda cisalhada na chapa de aço descrita antes que contém elementos precipitados por ajuste dos teores individuais de elementos de micro liga e carbono para as suas respectivas faixas apropriadas e o controle da orientação de um cristal. O sumário da invenção é como a seguir.
[0013] Uma chapa de aço laminada a quente que inclui, em termos de % em massa, 0,030% até 0,120% de C, 1,20% ou menos de Si, 1,00% até 3,00% de Mn, 0,01% até 0,70% de Al, 0,05% até 0,20% de Ti, 0,01% até 0,10% de Nb, 0,020% ou menos de P, 0,010% ou menos de S e 0,005% ou menos de N e um restante que consiste em Fe e impurezas, [0014] em que 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012 é satisfeito; a densidade de poste (pole) de {112}(110) a uma posição de 1/4 de espessura de placa é de 5,7 ou menos; uma proporção de aspecto (relação entre largura e altura (eixo longo/eixo curto)) de grãos de austenita anteriores é de 5,3 ou menos; uma densidade de (Ti, Nb)C precipita que possui um tamanho de 20 nm ou menos é de 109 pedaços/mm3 ou mais; um uma relação de rendimento YR, que é a propor
4/34 ção da resistência à tração para um limite (superior) de escoamento, é de 0,80 ou mais e a resistência à tração é de 590 MPa ou mais.
[0015] Uma chapa de aço laminada a quente de acordo com (1), que também inclui, em termos de % em massa, um ou mais de 0,0005% até 0,0015% de B, 0,09% ou menos de Cr, 0,01% até 0,10% de V ou 0,01% até 0,2% de Mo, [0016] em que 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 é satisfeito em um caso em que a chapa de aço laminada a quente contém V.
[0017] Um processo de fabricação a chapa de aço laminada a quente, o processo incluindo:
[0018] aquecimento de um aço até 1250°C ou mais alto, o aço incluindo, em termos de % em massa, 0,030% até 0,120% de C, 1,20% ou menos de Si, 1,00% até 3,00% de Mn, 0,01% até 0,70% de Al,
O, 05% até 0,20% de Ti, 0,01% até 0,10% de Nb, 0,020% ou menos de
P, 0,010% ou menos de S e 0,005% ou menos de N e um restante que consiste em Fe e impurezas, em que 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012 é satisfeito;
[0019] laminação a quente do aço aquecido a uma temperatura final de laminação de 960°C ou maior na laminação p ara acabamento com um total de reduções por laminação em duas bases desde a última base de 30% ou mais quando um teor de Ti estiver em uma faixa de 0,05% < Ti < 0,10% ou a uma temperatura final de laminação de 980°C ou mais alta na laminação para acabamento com um total de reduções por laminação em duas bases desde uma primeira base de 40% ou mais quando um teor de Ti está em uma faixa de 0,10% < Ti < 0,20% e bobinagem do aço laminado a quente a 450°C até 650° C.
[0020] O processo de fabricação de uma chapa de aço laminada a quente de acordo com (3), em que o aço também inclui, em termos de % em massa, um ou mais de 0,0005% até 0,0015% de B, 0,09% ou
5/34 menos de Cr, 0,01% até 0,10% de V ou 0,01% até 0,2% de Mo, [0021] em que 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 é satisfeito em um caso em que o aço contém V.
Efeitos Vantajosos da Invenção [0022] De acordo com a invenção, pode ser fornecida uma chapa de aço laminada a quente que possui excelente capacidade de tomar forma e propriedades de fadiga de uma borda cisalhada em que a geração de rachaduras finas é suprimida em uma borda cisalhada de uma chapa de aço laminada reforçada por precipitação a quente que possui uma resistência à tração de 590 MPa ou mais.
Breve Descrição dos Desenhos [0023] A Figura 1 apresenta um resultado de exame de uma relação entre um teor excessivo de C e uma taxa de desenvolvimento de separação.
[0024] A Figura 2 apresenta um exame do efeito de uma relação entre a largura e a altura de grãos de austenita anteriores e uma densidade de poste (pole) de {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa sobre o desenvolvimento da separação.
[0025] A Figura 3 apresenta um resultado de observação de separação em uma borda cisalhada de uma amostra de folha de aço A que possui uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores de mais do que 5,3.
[0026] A Figura 4 apresenta um resultado de observação de separação em uma borda cisalhada de uma amostra de folha de aço B que possui uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores de 5,3 ou menos e a densidade de poste (pole) de {112}(110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa de 5,7 ou mais.
[0027] A Figura 5 apresenta um resultado de observação de separação em uma borda cisalhada de uma amostra de folha de aço C em que todas as características micro estruturais de um metal de acordo
6/34 com a invenção—um restante de C, Ti e Nb, a densidade de poste (pole) de {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa, uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores e um tamanho e uma densidade de precipitados de (Ti, Nb) C—são satisfeitas.
[0028] A Figura 6 é um gráfico que apresenta resultados de testes de fadiga de perfuração para amostras de chapas de aço A, B e C.
[0029] A Figura 7 é uma comparação de superfícies de fratura por fatiga entre uma amostra de folha de aço A e uma amostra de folha de aço C.
[0030] A Figura 8 apresenta um resultado de exame de efeitos de uma temperatura final de laminação e de uma redução total de laminação nas duas últimas bases em uma densidade de pole {112} (110) quando o teor de Ti for de 0,05% até 0,10%.
[0031] A Figura 9 apresenta um resultado de exame de efeitos de uma temperatura final de laminação e de uma redução total por laminação nas duas últimas bases em uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores quando o teor de Ti for de 0,05% até 0,10%.
[0032] A Figura 10 apresenta um resultado de exame de efeitos de uma temperatura final de laminação e de uma redução total por laminação nas duas últimas bases sobre uma densidade de poste (pole) de {112} (110) quando o teor de Ti for mais do que 0,10% e 0,20% ou menos.
[0033] A Figura 11 apresenta um resultado de exame de efeitos de uma temperatura final de laminação e de uma redução total por laminação nas duas últimas bases em uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores quando o teor de Ti for mais do que 0,10% e 0,20% ou menos.
[0034] A Figura 12 apresenta um resultado de exame de uma re
7/34 lação entre a densidade de precipitados que possuem um tamanho de 20 nm ou menos e uma temperatura de bobinagem.
[0035] A Figura 13 apresenta um resultado de exame de uma relação entre a densidade de precipitados que possuem um tamanho de 20 nm ou menos e uma relação de rendimento YR.
[0036] A Figura 14 apresenta um resultado de exame de um efeito da invenção baseado em uma relação entre uma resistência à fadiga op a 105 ciclos e a resistência à tração TS, em um aço de acordo com a invenção que satisfaça todas as características de ingredientes e microestrutura metálica e em que a separação foi suprimida e um aço comparativo que não satisfez todas as características dos ingredientes e da microestrutura do metal e em que se desenvolveu separação. Descrição de Modalidades [0037] Aqui a seguir, serão descritos os detalhes da invenção.
[0038] Convencionalmente, tem havido um problema pelo fato de que são geradas rachaduras finas em uma borda cisalhada e a capacidade de tomar forma e propriedades de fadiga são deterioradas quando o reforço por precipitação por elementos de micro liga é utilizado. Para resolver este problema, é necessário reforçar a chapa de aço por utilização de reforço microestrutural usando martensita ou bainita inferior. Os inventores exploraram valores apropriados em relação aos conteúdos individuais de elementos de micro liga e carbono em uma chapa de aço reforçado por precipitação e descobriram que a deterioração da borda cisalhada do aço reforçado por precipitação, que foi convencionalmente difícil suprimir, pode ser suprimido por controle da morfologia microestrutural do metal e a orientação do cristal do mesmo, desse modo desenvolvimento com sucesso da chapa de aço laminada a quente.
[0039] Aqui a seguir, são explicadas as razões para limitar os ingredientes da chapa de aço laminada a quente, que é um aspecto da invenção.
8/34 [0040] Quando o teor de C for menor do que 0,030%, não pode ser obtida a resistência desejada. Além disso, a deficiência de teor de C em relação aos limites inferiores de teores de Ti e Nb para obter a resistência desejada provoca uma diminuição de C precipitado a um limite de grão. Como um resultado, a resistência do limite do grão de cristal é diminuída e a tenacidade da borda cisalhada é aumentada significativamente, sendo que a separação é desenvolvida na borda cisalhada.
[0041] Quanto o teor de C exceder 0,120%, a densidade de cementita é aumentada. Como um resultado, as propriedades de elongação e a capacidade de tomar forma por rebarbação são deterioradas e a separação é desenvolvida na borda cisalhada devido à formação de uma microestrutura de perlita. Portanto, o teor de C é ajustado a desde 0,030% até 0,120%.
[0042] Si é um elemento eficaz para suprimir o aumento do tamanho da cementita e fornecer reforço da solução sólida. No entanto, quando o teor de Si exceder 1,20%, a separação é desenvolvida na borda cisalhada. Portanto, o teor de Si é ajustado até 0,120% ou menos. Como Si fornece um reforço da solução sólida e é eficaz como um agente desoxidante, é preferível para conter 0,01% ou mais de Si.
[0043] O teor de Mn é ajustado até desde 1,00% até 3,00%. Como Mn é um elemento para fornecer reforço da solução sólida, é essencial conter 1,00% ou mais de Mn para se conseguir uma resistência de 590 MPa ou mais. Quando o teor de Mn exceder 3,00%, é formado o sulfeto de Ti em uma parte da segregação de Mn, sendo que as propriedades de elongação são deterioradas significativamente. Portanto, o teor de Mn é ajustado até 3,00% ou menos.
[0044] Al é adicionado como um elemento desoxidante e é um elemento eficaz para redução de óxido em um aço e melhorar as propriedades de elongação por aceleração da transformação de ferrita. Portanto, o teor de Al é ajustado até 0,01% ou mais. Quando o teor de
9/34
Al exceder 0,70%, a resistência à tração de 590 MPa ou mais não pode ser conseguida e também, uma relação de rendimento YR de 0,80 ou mais não pode ser conseguida. Portanto, o teor de Al é ajustado até desde 0,01% até 0,70%.
[0045] Ti fornece reforço por precipitação pela formação de um carbureto. É necessário conter mais do que 0,05% de Ti para se conseguir uma resistência de aço de 590 MPa ou mais. Em particular, quando precipitado a uma temperatura abaixo da temperatura Ac1, pode ser fornecido reforço por precipitação devido à precipitação coerente. No entanto, quando o teor de C for baixo, o teor de soluto C é diminuído, sendo que a resistência do limite do grão do cristal é diminuída e a tenacidade da borda cisalhada é aumentada significativamente e a separação é desenvolvida na borda cisalhada.
[0046] Na invenção, foi descoberto que a deterioração da borda cisalhada é suprimida e a separação é suprimida quando o teor de Ti e o teor de C satisfazem a Fórmula (1) a seguir e as características da morfologia microestrutural do metal descrito são satisfeitas. Nesse caso, na Fórmula (1) a seguir, indica x (multiplicação).
Fórmula (1): 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012 [0047] A relação entre a taxa de desenvolvimento da separação e o C excessivo é apresentada na Figura 1. A taxa de desenvolvimento de separação era de 100% quando o teor excessivo de C era menor do que 0,012 ou excedeu 0,106, que revelou uma faixa apropriada do C excessivo. As amostras que possuem teores excessivos de C dentro da faixa apropriada exibem taxas de desenvolvimento de separação de 50% ou menos, mesmo quando o teor de outro elemento estiver for a da faixa especificada do mesmo. Portanto, foi confirmado que é obtido uma supressão de separação satisfazendo o teor excessivo de C especificado por Fórmula (1). Enquanto isso, a taxa de desenvolvimento de separação excedeu 0% mesmo em algumas amostras que possuem
10/34 teores de ingredientes dentro de suas respectivas faixas pela invenção. Foi descoberto que o desenvolvimento de separação em tais amostras resulta da microestrutura do metal. Os detalhes são descritos a seguir. [0048] Neste caso, o C excessivo significa o teor excessivo de C calculado de acordo com (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93).
[0049] A taxa de desenvolvimento de separação é um valor determinado por recorte e de uma peça bruta (blank) que possui um tamanho de 100 mm *100 mm χ de espessura da placa de uma lâmina de aço laminada a quente, realizando um teste de perfuração dez vezes usando-se um perfurador cilíndrico que possui um diâmetro de 10 mm com uma folga de 10% e observando a superfície perfurada. Em um caso em que a separação é desenvolvida na borda cisalhada, a superfície da fratura da borda cisalhada exibe uma textura de prateleira shelf-like com uma etapa e a altura máxima medida com um medidor de tenacidade na direção do cisalhamento é de 50 pm ou mais. Portanto, o desenvolvimento de separação é definido por uma textura em degrau compassado step-like da borda cisalhada e uma altura máxima de 50 pm ou mais. Neste caso, a taxa de desenvolvimento de separação é uma frequência do desenvolvimento de separação nos dez testes de perfuração.
[0050] Quando o teor de Ti exceder 0,20%, é difícil formar uma solução sólida de Ti completamente uniforme por um tratamento com solução. Além disso, quando o teor de Ti exceder 0,20%, as formas de Ti não solidificadas aglomeram o carbonitreto juntamente com C e N em uma placa. O carbonitreto grosseiro permanece na placa produzida, sendo que a rigidez é significativamente deteriorada e a separação é desenvolvida na borda cisalhada. Portanto, o teor de Ti é ajustado até desde 0,05% a 0,20%. Para garantir a rigidez da placa laminada a quente, o teor de Ti é de preferência ajustado até 0,15% ou menos.
[0051] O Nb pode formar um carbureto de Nb apenas e também
11/34 pode formar uma solução sólida de (Ti, Nb) C in TiC, reduzindo desse modo o tamanho do carbureto e exercendo uma capacidade de reforço por precipitação extremamente alta. Quando o teor de Nb for menor do que 0,01%, não pode ser obtido efeito de reforço por precipitação. Por outro lado, quando o teor de Nb exceder 0,10%, o efeito de reforço por precipitação é saturado. Portanto, o teor de Nb é ajustado até desde 0,01% ao 0,10%.
[0052] P é um elemento para reforço de solução sólida. Quando o teor de P no aço exceder 0,020%, P se segrega ao limite do grão de cristal. Como um resultado, a resistência do limite do grão é diminuída e a separação é desenvolvida no aço e, além disso, a rigidez é diminuída e a resistência a fragilidade secundária ao trabalho é diminuída. Portanto, o teor de P é ajustado até 0, 020% ou menos. O limite inferior do teor de P não é particularmente limitado e pé ajustado de preferência até 0,001% em termos de custo de desfosforização e produtividade.
[0053] S deteriora a flangeabilidade por estiramento pela formação de um composto com Mn. Portanto, o teor de S é de preferência tão baixo quanto possível. Quando o teor de S exceder 0,010%, a separação é desenvolvida na borda cisalhada devido à segregação em tiras de MnS. Portanto, o teor de S é ajustado até 0,010% ou menos. O limite inferior do teor de S não é particularmente limitado e é de preferência ajustado até 0,001% em termos de custo e de produtividade.
[0054] N forma TiN antes da laminação a quente. O TiN possui uma estrutura cristalina do tipo NaCl e possui uma interface não coerente com o ferro base. Portanto, as rachaduras que se originam de TiN são geradas durante o cisalhamento e a separação na borda cisalhada é acelerada. Quando o teor de N exceder 0,005%, é difícil suprimir a separação na borda cisalhada. Portanto, o teor de N é ajustado até 0,005% ou menos. O limite inferior do teor de N não é particularmente
12/34 limitado e de preferência é de 5% ppm do ponto de vista do custo e da produtividade.
[0055] Aqui a seguir, são explicados elementos opcionais.
[0056] B pode formar a solução sólida no limite do grão e suprime a segregação de P ao limite do grão, melhorando desse modo a resistência do limite do grão e reduzindo a tenacidade da borda cisalhada. Um teor de B de 0,0005% ou mais é preferível, pois uma resistência de 1080 MPa ou mais pode ser conseguida e a separação na borda cisalhada pode ser suprimida. Mesmo quando o teor de B exceder 0,0015%, não é observado efeito de melhoria associado com a inclusão. Portanto, é preferível que o teor de B seja ajustado até desde 0,0005% a 0,0015%.
[0057] Cr pode formar uma solução sólida em MC similar a V e pode fornecer reforço pela formação de apenas um carbureto de Cr. Quando o teor de Cr exceder 0,09%, o efeito é saturado. Portanto, o teor de Cr é ajustado até 0,09% ou menos. É preferível que o teor de Cr seja ajustado até 0,01% ou mais, em termos de garantir a resistência do produto.
[0058] V é substituido por TiC e precipita na forma de (Ti, V) C, desse modo realizando-se uma chapa de aço com grande resistência. Quando o teor de V for menor do que 0,01%, nenhum efeito é produzido. Por outro lado, quando o teor de V exceder 0,10%, a rachadura na superfície da chapa de aço laminada a quente é acelerada. Portanto, o teor de V é ajustado até 0,01% a 0,10%. Quando a fórmula de 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 não for satisfeita, o teor de soluto C é diminuído, sendo que a resistência do limite do grão de cristal é reduzida e a tenacidade da borda cisalhada é aumentada significativamente e assim, a separação é desenvolvida na borda cisalhada.
[0059] Mo também é um elemento para precipitação. Quando o
13/34 teor de Mo for menor do que 0,01%, nenhum efeito é produzido. Por outro lado, quando o teor de Mo exceder 0,2%, as propriedades de elongação são deterioradas. Portanto, o teor de Mo é ajustado até 0,01% a 0,2%.
[0060] A seguir, são descritas as características da invenção, isto é, a microestrutura e a textura.
[0061] Quando a chapa de aço de acordo com a invenção satisfizer as faixas descritas antes dos ingredientes e a densidade de poste de {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa for de 5,7 ou menor, a separação na borda cisalhada pode ser suprimida.
[0062] {112}(110) é uma orientação de cristal desenvolvida em um processo de laminação e determinada de um padrão de contra difusão de elétron obtido usando-se um feixe de elétrons acelerado por uma voltagem de 25 kV ou mais (padrão de contra difusão de elétron por um método EBSP) e usando uma amostra em que os esforços na superfície da superfície a ser medida foram eliminadas por polimento eletroquímico da seção na direção de laminação da chapa de aço na direção de laminação usando-se ácido perclórico a 5%. Neste caso, a medição é realizada em uma faixa de 1000 pm ou mais na direção de laminação e 500 pm na direção da espessura da placa e um intervalo de medida é de preferência de 3 pm a 5 pm. Outros métodos de identificação tal como um método baseado no padrão de difração por TME ou difração em raio X são inadequados como o método de medição, pois é impossível especificar a posição de medida por tais métodos.
[0063] Em relação à morfologia de grãos de austenita anteriores, foi descoberto que a separação na borda cisalhada pode ser suprimida quando a proporção de aspecto (eixo longo/eixo curto) dos mesmos é de 5,3 ou menor. Portanto, a proporção de aspecto é ajustada até 5,3 ou menor.
[0064] A relação do desenvolvimento de separação para a pro
14/34 porção de aspecto e a densidade de poste de {112} (110) é apresentada na Figura 2. Nesta figura, um círculo indica que a taxa de desenvolvimento de separação é de 0% na avaliação da separação e uma marca transversal indica que a taxa rate de desenvolvimento de separação excede 0%. Mesmo quando os teores dos ingredientes ficam dentro de suas respectivas faixas apropriadas, uma relação entre largura e altura que excede 5,3 resultou no desenvolvimento de separação em quaisquer densidades de poste. Por outro lado, nenhuma das amostras que possua teores dos ingredientes dentro de suas respectivas faixas apropriadas, uma relação entre largura e altura de 5,3 ou menor e uma densidade de poste (pole) de 5,7 ou menor exibiu o desenvolvimento de separação. Neste caso, em um método para revelar os grãos de austenita anteriores, é preferível usar o sulfonato de dodecilbenzeno, o ácido pícrico ou o ácido oxálico.
[0065] O resultado da observação da separação na borda cisalhada de uma amostra de folha de aço A que possua uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores de mais do que 5,3, que usa o método descrito acima para revelar os grãos de austenita anteriores é apresentado na Figura 3. A separação na borda cisalhada foi exibida como uma rachadura na superfície shelf-like desenvolvida em uma direção em intersecção com a direção de cisalhamento. Como um resultado da observação detalhada, foi descoberto que a rachadura se estendeu ao longo do limite do grão da austenita anterior. Por outro lado, como apresentado na Figura 4, em uma amostra de folha de aço B que possui uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores de 5,3 ou menos e a densidade de poste (pole) de {1112} (10) de 5,7 ou maior, a área de separação diminuiu de acordo com a proporção de aspecto, porém a separação não foi suprimida completamente. No entanto, como apresentado na Figura 5, em uma amostra de folha de aço C que satisfaça todas as características da microes15/34 trutura do metal de acordo com a invenção, isto é, o restante de C, Ti e Nb, a densidade de poste de {112}(110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa, a proporção de aspecto de grãos de austenita anteriores e o tamanho da densidade dos precipitados de (Ti, Nb)C, foi descoberta a supressão da separação e não foi observado início de formação de rachaduras em um limite específico de grão de cristal.
[0066] Os resultados dos testes para a fadiga da perfuração dos aços A, B e C de teste são apresentados na Figura 6. Os testes para a fadiga da perfuração foram realizados com um aparelho para testar fadiga do tipo Shank e a avaliação foi realizada usando-se um corpo de prova que foi sujeito a um processamento de cisalhamento por perfuração de 10 mm de diâmetro com uma folga lateral de 10% na parte central do corpo de prova liso de acordo com JISZ2275. Cada um dos aços de teste A, B e C possui uma resistência à tração de em torno de 980 MPa. Em contraste com o aço C em que a separação foi suprimida, a resistência à fadiga a 105 ciclos nos aços de teste A e B foi diminuída aproximadamente 50 MPa. A comparação das superfícies de fratura por fadiga entre o aço de teste A e o aço de teste C é apresentada na Figura 7. No aço de teste C, foi descoberto que as rachaduras por fadiga foram geradas da parte separada e que a diminuição da resistência à fadiga na vida finita foi causada pelo desenvolvimento da separação. No processo de cisalhamento, as rachaduras iniciaram-se desde a perfuração e as bordas da matriz funcionam na direção da espessura da chapa ao longo dos golpes da perfuração e combinadas juntas para formar a borda cisalhada. Acreditou-se que, em uma chapa de aço reforçada por precipitados coerente baseados em Ti, o desenvolvimento de separação não pode ser suprimido por causa de uma diminuição na tenacidade. Na invenção, foi observada uma separação em detalhe, o mecanismo do desenvolvimento de separação foi clarificado e foi descoberto que a separação na borda cisalhada pode ser suprimida e a
16/34 resistência à fadiga da borda cisalhada pode ser melhorada por ajuste apropriado da composição dos ingredientes e pelo controle da microestrutura do metal para ter uma orientação apropriada do cristal e a morfologia do grão de cristal.
[0067] É necessário que a densidade dos precipitados de (Ti, Nb) C que possuem um tamanho de 20 nm ou menor na microestrutura do metal seja de 109 pedaços/mm3 mais. Isto é porque uma relação de rendimento YR, de resistência à tração e o limite (superior) de escoamento, de 0,80 ou mais não pode ser conseguida quando a densidade dos precipitados de (Ti, Nb) C que possuem um tamanho de 20 nm ou menor for menor do que 109 pedaços/mm3, Por outro lado, a densidade dos precipitados é de preferência de 1012 pedaços/mm3 ou menor. É preferível que os precipitados sejam medidos pela observação de 5 ou mais campos por um microscópio eletrônico de transmissão a um grande aumento de 10000 vezes ou mais, usando-se uma réplica da amostra preparada por um método descrito na JP-A 2004-317203. Neste caso, o tamanho do precipitado se refere ao diâmetro circular equivalente do precipitado. Um precipitado que possui um tamanho de 1 nm a 20 nm é selecionado para a medida da densidade de precipitação.
[0068] Aqui a seguir, serão descritas as características do processo de fabricação da chapa de aço de acordo com a invenção. No processo de fabricação da chapa de aço laminada a quente de acordo com a invenção, a temperatura de aquecimento da placa é de preferência 1250°C ou superior, para solidificar suficientemente os elementos precipitados contidos. Por outro lado, quando a temperatura de aquecimento exceder 1300°C, é observado ao aumento de tam anho do limite do grão de austenita. Portanto, a temperatura de aquecimento é de preferência de 1300°C ou menor. Na invenção, foi de scoberto que há uma faixa apropriada da condição de laminação para acabamento que
17/34 varia com o teor de Ti. Quando o teor de Ti estiver em uma faixa de 0,05% < Ti < 0,10%, é necessário que a temperatura para laminação final na laminação para acabamento seja ajustada até 960°C ou superior e é necessário que o total das reduções por laminação nas duas bases desde a última base seja ajustado até 30% ou mais. Quando o teor de Ti estiver em uma faixa de 0,10% < Ti < 0,20%, é necessário que a temperatura para laminação final na laminação para acabamento seja ajustada até 980°C ou mais alta e é necessário que o total das reduções por laminação nas duas bases desde a última base seja ajustado até 40% ou mais. Quando qualquer uma destas condições ficar for a das faixas anteriores, não foi promovida a recristalização da austenita durante a laminação e os requisitos da densidade de poste {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa de 5,7 ou menor e uma relação entre largura e altura (eixo longo/eixo curto) de grãos de austenita anteriores de 5,3 ou menor não foram satisfeitos. A temperatura para laminação final na laminação para acabamento (às vezes denominada temperatura de laminação para acabamento) é a temperatura medida com um termômetro colocado dentro de 15 m desde o lado da saída da última base de uma máquina de laminação para acabamento. O total das reduções por laminação nas duas bases desde a última base (as duas bases desde a última base são às vezes denominadas últimas duas bases e o total das reduções por laminação é às vezes denominado redução total por laminação) significa o valor total (soma simples) obtido por adição do valor de uma redução por laminação na última base apenas e o valor de uma redução por laminação na segunda até a última base apenas. A relação entre as condições finais de laminação e a densidade de poste de {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa uma relação entre as condições de laminação final e a proporção de aspecto de grãos de austenita anteriores em uma faixa de teor de Ti de 0,05% < Ti < 0,10% são
18/34 apresentadas nas Figuras 8 e 9, respectivamente. Foi descoberto que, em uma faixa de teor de Ti de 0,05% < Ti < 0,10%, a proporção de aspecto de grãos de austenita anteriores excediam 5,3 quando a temperatura da laminação para acabamento ou da redução total por laminação nas duas bases desde a última base fica for a das condições de acordo com a invenção. Os resultados de exames similares em uma faixa de teor de Ti de 0,10% < Ti < 0,20% são apresentados nas Figuras 10 e 11. Em uma faixa de 0,10% < Ti < 0,20%, a densidade de poste de {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa excedia 5,7 em algumas amostras mesmo quando a temperatura da laminação para acabamento era de 960°C ou superior; ajuste da temperatura para laminação para acabamento até 980°C o u superior resultou em uma densidade de poste de {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa de 5,7 ou menor. Além disso, quando a temperatura para laminação para acabamento era de 980°C ou superior e o total das reduções por laminação em duas bases desde a última base era de 40% ou mais, ambas as condições da densidade de poste e da proporção de aspecto foram satisfeitas. Isto é devido ao efeito de Ti para inibir a recristalização de austenita e está indicado que há uma condição de laminação ótima para acabamento para produzir o efeito, que varia com o teor de Ti. Estes exames revelaram condições ótimas de laminação para acabamento para a faixa de ingrediente de acordo com a invenção. Neste caso, é preferível ajustar a temperatura para laminação para acabamento até 1080°C ou menos e o total das reduções por laminação em duas bases desde a última base até 70% ou menor, tanto em uma faixa 0,05% < Ti < 0,10% como em uma faixa de 0,10% < Ti < 0,20%.A bobinagem depois da laminação para acabamento é necessária para ser realizada a uma temperatura de 450°C ou superior. Quando a temperatura for menor do que 450°C, é difícil produzir a chapa de aço laminada reforçada por precipitação a quente que
19/34 possui microestrutura homogênea e conseguir uma yield ratio YR de 0,80 ou maior. Frequentemente é o caso de que a chapa de aço laminada a quente é aplicada principalmente a peças de suspensão e portanto, é necessário aumentar o estresse de fratura das peças assim como para reduzir a deformação permanente das peças. Na chapa de aço laminada a quente de acordo com a invenção, a relação de rendimento YR é aumentada pela precipitação de (Ti, Nb) C. Quando a bobinagem for realizada a uma temperatura que excede 650°C, o aumento do tamanho da partícula do precipitado é acelerado e a resistência da chapa de aço de acordo com o teor de Ti não pode ser obtida. Além disso, quando a temperatura de bobinagem exceder 650°C, o mecanismo de Orowan é menos eficaz devido ao aumento da partícula de (Ti, Nb) C, desse modo diminuindo o limite (superior) de escoamento e não pode ser conseguida uma relação de rendimento YR desejada de 0,80 ou maior.
[0069] A relação entre a temperatura de bobinagem da chapa de aço laminada a quente que possui um teor de Ti de 0,05% até 0,20% e a densidade de precipitados que possuem um tamanho de 20 nm ou menor é apresentada na Figura 12. Quando a temperatura de bobinagem for menor do que 450°C ou exceder 650°C, a dens idade dos precipitados era menor do que 109 pedaços/mm3; como um resultado, não pode ser alcançada a relação de rendimento YR de 0,80 ou maior como apresentado na Figura 13 e é descoberto que a chapa de aço laminada a quente de alto limite (superior) de escoamento não pode ser produzida.
[0070] Na chapa de aço laminada a quente de acordo com a invenção, [0071] o teor de C pode estar em uma faixa de 0,36% até 0,100%, [0072] o teor de Si pode estar em uma faixa de 0,01% até 1,19%, [0073] o teor de Mn pode estar em uma faixa de 1,01% até 2,53%,
20/34 [0074] o teor de Al pode estar em uma faixa de 0,03% até 0,43%, [0075] o teor de Ti pode estar em uma faixa de 0,05% até 0,17%, [0076] o teor de Nb pode estar em uma faixa de 0,01% até 0,04%, [0077] o teor de P pode estar em uma faixa de 0,008% ou menos, [0078] o teor de S pode estar em uma faixa de 0,003% ou menos, [0079] o teor de N pode estar em uma faixa de 0,003% ou menos, [0080] C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 pode estar em uma faixa de 0,061 até 0,014, [0081] a densidade de poste pode estar em uma faixa de 1,39 até 5,64, [0082] a proporção de aspecto de grãos de austenita anteriores pode estar em uma faixa de 1,42 até 5,25 e [0083] a densidade dos precipitados pode estar em uma faixa de 1,55 x 109 pedaços/mm3 até 3,10 χ 1011 pedaços/mm3, [0084] No processo de fabricação a chapa de aço laminada a quente de acordo com a invenção, a temperatura para laminação final na laminação para acabamento pode estar em uma faixa de 963°C até 985°C em uma faixa de teor de Ti de 0,05% < Ti < 0,10%, [0085] o total das reduções por laminação em duas bases desde a última base pode estar em uma faixa de 32,5% até 43,2% em uma faixa de teor de Ti de 0,05% < Ti < 0,10%, [0086] a temperatura para laminação final na laminação para acabamento pode estar em uma faixa de 981°C até 1055°C em uma faixa de teor de Ti de 0,10% < Ti < 0,20%, [0087] o total das reduções por laminação em duas bases desde a última base pode estar em uma faixa de 40,0% até 45,3% em uma faixa de teor de Ti de 0,10% < Ti < 0,20% e [0088] a temperatura de bobinagem pode estar em uma faixa de 480°C até 630°C.
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EXEMPLOS [0089] Aqui a seguir, são descritos os exemplos da invenção.
[0090] Um aço que contém os ingredientes químicos apresentados na Tabela 1 foi produzido por fundição e foi obtida uma placa. A placa foi aquecida até 1250°C ou superior e sujeita a sei s passagens de laminação para acabamento a uma temperatura para laminação para acabamento apresentada na Tabela 2. O resultante foi resfriado em uma zona de resfriamento a uma taxa média de resfriamento de 5°C/s e mantido durante uma hora a uma temperatura de 450°C até 630°C em um forno para reprodução de bobinagem seguido por resfriamento com ar, desse modo produzindo 2,9 mmt de chapa de aço. A incrustação da superfície da chapa de aço obtida foi removida usando-se uma solução aquosa a 7% de ácido clorídrico, produzindo desse modo uma chapa de aço laminada a quente. Na redução total por laminação indicada na Tabela 2, o total das reduções por laminação na 5a e na 6a passagens é apresentado como a redução por laminação total nas últimas duas bases desde a última base na etapa de fabricação da chapa de aço laminada a quente. As propriedades de resistência à tração TS e as propriedades de elongação El das respectivas chapas de aço laminada à quente foram avaliadas de acordo com o método do teste descrito em JIS-Z2241 por fabricação de um corpo de prova N°. 5 como descrito em JIS-Z2201. A capacidade de rebarbação de tomar forma λ foi avaliada de acordo com o método do teste descrito em JIS-Z2256. Em relação ao exame da textura da borda cisalhada, a presença ou a ausência de desenvolvimento de separação por cisalhamento foi examinada na direção circunferencial pela inspeção visual de uma amostra, que tinha sido sujeito a um processamento de cisalhamento por perfuração que usa um perfurador cilíndrico de 10 mm de diâmetro e uma matriz com um espaço de 10%. A definição da taxa do desenvolvimento de separação e a medição da mesma são descritas antes. Para exa
22/34 minar as propriedades de fadiga da borda cisalhada da chapa de aço, cada chapa de aços de teste foi processada em um corpo de prova plano e então processada em um corpo de prova para avaliar a fadiga da borda cisalhada sob a condição de perfuração descrita antes. O corpo de prova obtido foi avaliado em relação à resistência à fadiga op para fratura a 105 ciclos que usa um aparelho para testar do tipo Shank plane bending tester.
[0091] A chapa de aço N°. 10 corresponde a uma chapa de aço comparativa pois a chapa de aço não satisfaz a Fórmula (1) (consultar a Tabela 2).
Tabela 1
Chapa de aço N°. C Si Mn Al P S Ti Nb N B V Mo Cr
1 0,027 0,60 1,26 0,02 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
2 0,126 0,60 1,32 0,02 0,008 0,003 0,06 0,01 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
3 0,081 1,51 2,52 0,02 0,008 0,003 0,13 0,02 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
4 0,060 0,60 0,76 0,02 0,008 0,003 0,06 0,01 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
5 0,061 0,60 3,10 0,02 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
6 0,038 0,06 1,32 0,73 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
7 0,062 0,16 1,96 0,02 0,021 0,003 0,09 0,04 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
8 0,060 0,16 1,96 0,02 0,008 0,012 0,09 0,04 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
9 0,061 0,02 1,30 0,02 0,008 0,003 0,03 0,01 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
10 0,060 0,15 1,96 0,02 0,008 0,003 0,18 0,04 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
11 0,061 0,16 1,96 0,02 0,008 0,003 0,21 0,01 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
12 0,036 0,65 1,28 0,02 0,008 0,003 0,05 0 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
13 0,071 0,15 1,92 0,02 0,008 0,003 0,05 0,13 0,003 — — — — Exemplo Comparativo
14 0,060 0,96 1,37 0,02 0,008 0,003 0,13 0,04 0,008 — — — — Exemplo Comparativo
15 0,081 1,37 2,51 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 0,0007 — — — Exemplo Comparativo
16 0,045 0,06 0,81 0,03 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 — 0,05 — — Exemplo Comparativo
17 0,082 1,31 2,52 0,02 0,008 0,003 0,14 0,02 0,003 0,0008 — 0,18 — Exemplo Comparativo
18 0,079 1,41 2,54 0,02 0,008 0,003 0,15 0,02 0,003 0,0008 — 0,09 — Exemplo Comparativo
19 0,135 0,60 1,32 0,02 0,008 0,003 0,06 0,01 0,003 — — — 0,08 Exemplo Comparativo
20 0,036 0,02 1,37 0,31 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
21 0,060 0,95 1,38 0,03 0,008 0,003 0,13 0,04 0,003 — — — — Presente Invenção
22 0,060 0,15 1,97 0,03 0,008 0,003 0,10 0,04 0,003 — — — — Presente Invenção
23/34
Tabela 1 (continuação)
Chapa de aço N°. C Si Mn Al P S Ti Nb N B V Mo Cr
23 0,046 0,71 1,23 0,03 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
24 0,081 0,02 1,01 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
25 0,080 0,02 1,50 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 — — - - Presente Invenção
26 0,080 0,01 2,02 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
27 0,062 0,02 1,52 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
28 0,062 0,02 1,51 0,03 0,008 0,003 0,15 0,03 0,003 — — — — Presente Invenção
29 0,100 0,01 1,51 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
30 0,080 0,01 1,52 0,03 0,008 0,003 0,11 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
31 0,082 0,02 1,52 0,03 0,008 0,003 0,13 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
32 0,081 0,31 1,53 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
33 0,081 0,01 2,53 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
34 0,081 0,01 1,53 0,03 0,008 0,003 0,15 0,04 0,003 — — — — Presente Invenção
35 0,061 0,01 2,52 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
36 0,061 1,15 2,50 0,03 0,008 0,003 0,14 0,02 0,003 — — — — Presente Invenção
37 0,062 1,19 2,51 0,03 0,008 0,003 0,17 0,01 0,003 0,0015 — — — Presente Invenção
38 0,062 0,06 1,33 0,46 0,008 0,003 0,11 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
39 0,040 0,01 1,50 0,03 0,008 0,003 0,10 0,01 0,003 — — — — Presente Invenção
40 0,072 1,17 2,45 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 — 0,08 — — Presente Invenção
41 0,081 1,18 2,46 0,03 0,008 0,003 0,14 0,02 0,003 — — 0,18 — Presente Invenção
42 0,062 0,01 1,50 0,03 0,008 0,003 0,10 0,01 0,003 — 0,08 — 0,08 Presente Invenção
43 0,082 1,18 2,51 0,03 0,008 0,003 0,14 0,01 0,003 0,0013 0,09 — — Presente Invenção
44 0,075 1,09 2,51 0,03 0,008 0,003 0,16 0,01 0,003 0,0013 — 0,16 — Presente Invenção
45 0,060 0,95 1,38 0,03 0,008 0,003 0,13 0,04 0,003 — — — 0,09 Presente Invenção
24/34
25/34 [0092] Na Tabela 2, em relação a todos os números do teste, o limite (superior) de escoamento, a resistência à tração, a elongação total, a capacidade de rebarbação de tomar forma λ, a presença ou a ausência do desenvolvimento de separação na borda cisalhada, a resistência à fadiga op a 105 ciclos da borda cisalhada e a proporção de op/TS da resistência à fadiga a 105 ciclos para a resistência à tração são indicadas.
Tabela 2
N°. do Teste Chapa de aço N°. Temp. final de laminação (°C) na laminação para acabamento Redução total na laminação nas últimas duas bases (%) Temp. de bobinagem (°C) Fórmu- la (1) Densidade de poste (pole) Proporção de aspecto de grãos de austenita anteriores Densidade de precipitados de 20 nm ou menos (peças /mm3) Limite de elasticidade (MPa)
1 1 964 35,1 570 0,013 1,84 2,16 8,98E+09 482
2 2 965 36,2 570 0,109 1,96 3,29 8,47E+09 581
3 3 989 41,0 550 0,046 2,86 3,35 6,96E+10 859
4 4 968 34,4 570 0,044 2,06 1,78 7,78E+09 483
5 5 966 32,4 550 0,047 4,31 6,92 7,41E+09 952
6 6 962 35,2 600 0,024 2,37 2,49 1,01E+09 415
7 7 983 34,1 570 0,034 2,46 2,76 1,86E+10 701
8 8 988 34,5 550 0,032 2,67 2,20 1,55E+10 689
9 9 964 31,7 550 0,052 1,35 1,20 8,14E+08 429
10 10 1034 43,1 580 0,010 4,67 3,90 2,40E+11 726
11 11 1026 41,4 600 0,007 4,98 6,59 2,83E+11 769
12 12 968 34,7 580 0,023 2,41 2,61 1,67E+10 427
13 13 1063 45,0 550 0,041 5,87 4,84 7,08E+09 756
14 14 1027 40,5 550 0,022 3,01 2,97 1,05E+10 739
15 15 1054 44,9 550 0,042 4,84 5,15 6,15E+10 890
16 16 968 37,5 510 0,031 2,01 2,49 3,13E+09 499
17 17 1051 40,5 550 0,044 5,11 5,12 7,26E+10 938
18 18 1041 41,2 550 0,039 4,89 4,78 8,16E+10 936
19 19 976 37,3 570 0,118 1,84 3,15 9,16E+09 534
20 20 966 38,0 510 0,022 1,76 2,85 2,13E+09 580
26/34
Tabela 2 (continuação)
N° do Teste Resistência à tração (MPa) Yield ratio YR Elongação total (%) Capacidade de tomar forma por rebarbação λ (%) Presença de separação a borda cisalhada Resistência à fadiga ap a 105 ciclos de borda cisalhada (MPa) Proporção ap/TS de resistência à fadiga a 105 ciclos até resistência à tração Processo de fabricação Ingredientes Nota
1 519 0,93 32,0 151,0 Presente 234 0,45 Inv. Comp. Aço Comp.
2 622 0,93 30,3 43,0 Ausente 178 0,29 Inv. Comp. Aço Comp.
3 991 0,87 16,2 67,0 Ausente 303 0,31 Inv. Comp. Aço Comp.
4 523 0,92 29,8 76,0 Presente 222 0,42 Inv. Comp. Aço Comp.
5 1082 0,88 8,9 52,0 Ausente 313 0,29 Inv. Comp. Aço Comp.
6 563 0,74 29,1 112,0 Presente 231 0,41 Inv. Comp. Aço Comp.
7 765 0,92 16,3 71,0 Ausente 208 0,27 Inv. Comp. Aço Comp.
8 761 0,91 15,9 79,2 Ausente 241 0,32 Inv. Comp. Aço Comp.
9 541 0,79 31,0 66,0 Presente 238 0,44 Inv. Comp. Aço Comp.
10 862 0,84 16,2 89,0 Ausente 234 0,27 Inv. Comp. Aço Comp.
11 842 0,91 14,3 71,0 Ausente 227 0,27 Inv. Comp. Aço Comp.
12 575 0,74 25,5 124,0 Presente 298 0,52 Inv. Comp. Aço Comp.
13 839 0,90 19,7 61,0 Ausente 237 0,28 Inv. Comp. Aço Comp.
14 808 0,91 19,6 96,0 Ausente 223 0,28 Inv. Comp. Aço Comp.
15 1081 0,82 13,5 62,5 Ausente 315 0,29 Inv. Comp. Aço Comp.
16 571 0,87 28,2 127,0 Ausente 165 0,29 Inv. Comp. Aço Comp.
17 1132 0,83 13,5 67,1 Ausente 277 0,25 Inv. Comp. Aço Comp.
18 1110 0,84 14,2 67,1 Ausente 350 0,32 Inv. Comp. Aço Comp.
19 648 0,82 29,9 45,0 Ausente 201 0,31 Inv. Comp. Aço Comp.
20 624 0,93 27,0 132,0 Presente 310 0,50 Inv. Inv. Inv. Steel
Tabela 2-continuação
N°. do Teste Chapa de aço N°. Temp. final de laminação (°C) na laminação para acabamento Redução total na laminação nas últimas duas bases (%) Temp. de bobinagem (°C) Fórmu- la (1) Densidade de poste (pole) Proporção de aspecto de grãos de austenita anteriores Densidade de precipitados de 20 nm ou menos (peças /mm3) Limite de elasticidade (MPa)
21 20 899 40,5 510 0,022 5,21 5,48 1,64E+09 598
22 21 988 43,1 510 0,022 2,98 2,93 1,71E+11 747
23 22 984 42,1 630 0,030 1,98 2,71 3,19E+10 690
24 22 903 40,3 630 0,030 3,67 6,04 4,58E+10 747
25 23 967 32,5 480 0,032 2,42 1,73 5,57E+09 537
26 24 1027 42,8 530 0,042 3,48 2,06 8,31E+10 702
27 25 1011 40,7 530 0,041 3,67 2,01 6,92E+10 695
28 26 1028 40,1 530 0,041 4,01 2,56 8,99E+10 742
29 27 1021 40,8 530 0,022 3,32 2,27 7,58E+10 690
30 28 1022 43,6 530 0,020 3,78 3,47 5,04E+10 680
31 29 1028 41,6 530 0,061 3,14 3,36 6,11E+10 721
32 30 981 40,7 530 0,051 2,79 2,54 6,64E+09 682
33 31 1024 42,4 530 0,048 2,97 3,79 5,31E+10 691
34 32 1027 42,6 530 0,042 2,91 3,30 8,55E+10 736
35 33 1022 40,6 530 0,042 3,89 1,65 6,60E+10 879
36 34 1024 41,9 530 0,038 4,11 3,46 6,15E+10 801
37 35 1028 42,7 530 0,022 4,89 1,42 7,17E+10 860
38 35 962 42,6 530 0,022 5,97 3,48 1,06E+11 855
39 36 1055 43,4 550 0,022 4,38 2,71 9,70E+10 860
28/34
Tabela 2 (continuação)
N° do Teste Resistência à tração (MPa) Yield ratio YR Elongação total (%) Capacidade de tomar forma por rebarbação λ (%) Presença de separação a borda cisalhada Resistência à fadiga ap a 105 ciclos de borda cisalhada (MPa) Proporção ap/TS de resistência à fadiga a 105 ciclos até resistência à tração Processo de fabricação Ingredientes Nota
21 655 0,91 28,0 88,0 Ausente 170 0,26 Comp. Inv. Aço Comp.
22 800 0,93 21,0 92,0 Presente 404 0,51 Inv. Inv. Inv. Steel
23 773 0,89 18,7 79,2 Presente 391 0,51 Inv. Inv. Inv. Steel
24 817 0,91 19,0 63,0 Ausente 239 0,29 Comp. Inv. Aço Comp.
25 609 0,88 26,0 121,0 Presente 257 0,42 Inv. Inv. Inv. Steel
26 770 0,91 16,2 67,5 Presente 360 0,47 Inv. Inv. Inv. Steel
27 795 0,87 17,8 78,0 Presente 344 0,43 Inv. Inv. Inv. Steel
28 844 0,88 15,5 59,5 Presente 424 0,50 Inv. Inv. Inv. Steel
29 788 0,88 19,0 83,0 Presente 331 0,42 Inv. Inv. Inv. Steel
30 797 0,85 18,8 70,3 Presente 417 0,52 Inv. Inv. Inv. Steel
31 806 0,89 17,4 78,1 Presente 372 0,46 Inv. Inv. Inv. Steel
32 743 0,92 15,1 62,5 Presente 332 0,45 Inv. Inv. Inv. Steel
33 774 0,89 16,5 66,8 Presente 384 0,50 Inv. Inv. Inv. Steel
34 825 0,89 18,4 61,0 Presente 409 0,50 Inv. Inv. Inv. Steel
35 944 0,93 13,9 50,6 Presente 490 0,52 Inv. Inv. Inv. Steel
36 874 0,92 16,2 47,0 Presente 390 0,45 Inv. Inv. Inv. Steel
37 938 0,92 16,6 63,4 Presente 398 0,42 Inv. Inv. Inv. Steel
38 955 0,90 15,3 49,0 Ausente 273 0,29 Comp. Inv. Aço Comp.
39 967 0,89 15,1 68,0 Presente 366 0,38 Inv. Inv. Inv. Steel
29/34
Tabela 2-continuação
N°. do Teste Chapa de aço N°. Temp. final de laminação (Ό) na laminação para acabamento Redução total na laminação nas últimas duas bases (%) Temp. de bobinagem (°C) Fórmu- la (1) Densidade de poste (pole) Proporção de aspecto de grãos de austenita anteriores Densidade de precipitados de 20 nm ou menos (peças /mm3) Limite de elasticidade (MPa)
40 36 939 40,6 550 0,022 6,78 3,63 3,51E+10 864
41 37 1030 43,2 520 0,018 5,64 2,04 4,76E+09 887
42 37 935 45,3 520 0,018 7,03 5,93 5,59E+09 874
43 38 989 41,1 600 0,033 1,68 2,27 3,93E+10 672
44 38 983 40,0 400 0,033 2,45 2,48 4,25E+08 620
45 39 985 40,2 600 0,014 1,39 2,48 3,29E+10 734
46 39 939 43,2 530 0,014 3,48 7,45 6,79E+09 685
47 20 971 26,3 510 0,022 2,84 5,35 1,55E+09 544
48 30 984 38,1 530 0,051 4,79 6,16 8,54E+09 658
49 40 1041 40,8 530 0,014 3,85 3,73 5,20E+10 899
50 41 1030 40,2 530 0,042 4,45 5,25 3,10E+11 867
51 20 963 40,4 660 0,022 2,01 2,96 8,62E+08 446
52 31 986 40,5 600 0,014 1,84 2,78 4,68E+10 745
53 43 1024 40,5 600 0,039 3,99 3,59 6,30E+10 889
54 44 1015 42,1 600 0,027 4,67 4,55 5,91E+09 954
55 45 998 43,4 530 0,017 3,41 2,98 5,26E+10 729
56 42 985 42,8 600 0,036 3,75 4,65 7,52E+09 734
30/34
Tabela 2-continuação
N° do Teste Resistência à tração (MPa) Yield ratio YR Elongação total (%) Capacidade de tomar forma por rebarbação λ (%) Presença de separação a borda cisalhada Resistência à fadiga ap a 105 ciclos de borda cisalhada (MPa) Proporção ap/TS de resistência à fadiga a 105 ciclos até resistência à tração Processo de fabricação Ingredientes Nota
40 991 0,87 18,5 51,0 Ausente 267 0,27 Comp. Inv. Aço Comp.
41 1095 0,81 13,4 61,8 Presente 423 0,39 Inv. Inv. Inv. Steel
42 1088 0,80 14,2 43,0 Ausente 312 0,29 Comp. Inv. Aço Comp.
43 731 0,92 21,8 121,0 Presente 382 0,52 Inv. Inv. Inv. Steel
44 791 0,78 18,5 81,0 Presente 352 0,44 Comp. Inv. Aço Comp.
45 781 0,94 20,8 115,0 Presente 408 0,52 Inv. Inv. Inv. Steel
46 779 0,88 16,0 106,0 Ausente 211 0,27 Comp. Inv. Aço Comp.
47 638 0,85 29,2 109,0 Ausente 186 0,29 Comp. Inv. Aço Comp.
48 739 0,89 16,3 54,6 Ausente 244 0,33 Comp. Inv. Aço Comp.
49 1054 0,85 14,3 64,1 Presente 437 0,42 Inv. Inv. Inv. Steel
50 1071 0,81 13,4 68,1 Presente 411 0,38 Inv. Inv. Inv. Steel
51 563 0,79 31,2 132,0 Presente 265 0,47 Comp. Inv. Aço Comp.
52 821 0,91 21,6 121,0 Presente 377 0,46 Inv. Inv. Inv. Steel
53 1093 0,81 14,5 52,0 Presente 486 0,45 Inv. Inv. Inv. Steel
54 1135 0,84 13,9 63,0 Presente 547 0,48 Inv. Inv. Inv. Steel
55 815 0,89 20,1 85,3 Presente 341 0,42 Inv. Inv. Inv. Steel
56 781 0,94 22,1 115,0 Presente 316 0,41 Inv. Inv. Inv. Steel
31/34 nv.: Invenção; Comp.: Comparativo.
32/34 [0093] Em relação aos Testes N°s. 1,4, 6, 9, 12 e 16, a composição dos ingredientes da chapa de aço ficam fora do âmbito da invenção e como um resultado, a folha de aço tinha uma resistência à tração de 590 MPa ou menor. Em relação aos Testes N°s. 2 e 10, o restante entre Ti, Nb e C indicados pela Fórmula (1) ficam for a da definição dos ingredientes de acordo com a invenção e como um resultado, a separação se desenvolveu na borda cisalhada. Em relação ao Teste N°. 3, uma quantidade em excesso de Si estava contida e como um resultado, a tratabilidade do revestimento de conversão química foi deteriorada e o desenvolvimento de separação foi observado embora a resistência e a capacidade de tomar forma não fossem deterioradas. Em relação aos Testes N°s. 7 e 8, foi observada a segregação de P e S e o desenvolvimento de separação iniciado pela inclusão foi observado na borda cisalhada. Em relação ao Teste N°. 2, uma quantidade em excesso de C estava contida e como um resultado, a separação causada por uma estrutura listrada de perlita foi observada e foi confirmada uma diminuição significativa na capacidade de tomar forma λ de rebarbação. Em relação às folhas de aço que contêm B, sob as condições apropriadas de fabricação de acordo com a invenção, foi produzida uma chapa de aço que tem uma resistência de 1080 MPa ou mais e a separação foi suprimida. Em relação aos testes que contêm V, Mo e/ou Cr, devido ao efeito combinada com Ti e Nb, foi obtida uma alta resistência à tração sem prejudicar a elongação e a capacidade de tomar forma por rebarbação. A falha para incluir os elementos essenciais de acordo com a invenção nas quantidades respectivamente especificadas resultou no desenvolvimento de separação também em amostras em que estavam contidos um ou mais de V, Mo, Cr e/ou B, como nos Testes N°s. 15, 16, 17, 18 e 19.
[0094] Por estes resultados, foi descoberto que os efeitos em termos de supressão de uma separação na borda cisalhada baseada nas
33/34 características da microestrutura do metal não são exercidos quando a composição dos ingredientes fica for a da faixa especificada na invenção. Portanto, foi confirmado que a faixa de ingredientes de acordo com a invenção é apropriada para exercer um efeito de supressão de separação em relação à densidade de poste de {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa e a proporção de aspecto de grãos de austenita anteriores. Em relação a várias chapas de aço que possuem composições dentro das faixas de ingrediente apropriadas, os resultados do teste de chapas de aço laminadas a quente que possuíam densidades de pole variadas de {112}(110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa e proporções de aspecto variadas de grãos de austenita anteriores e que foram fabricadas sob as condições dentro ou fora do âmbito do processo de fabricação as chapas de aço laminadas a quente de acordo com a invenção, estão indicadas nos Testes N°s. 15 a 56. Quando a temperatura da laminação para acabamento e a redução total de laminação em duas bases desde a última base não ficaram dentro de suas respectivas faixas apropriadas, foi observada separação da borda cisalhada devido a não satisfação de um de uma densidade de um da densidade de poste (pole) de {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa de 5,7 ou menor ou de uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores de 5,3 ou menor. Quando a temperatura de bobinagem ficar for a da faixa de acordo com a invenção, a separação de uma relação rendimento não se desenvolveu. No entanto, tais chapas de aço eram inapropriadas como a chapa de aço laminada a quente de acordo com a invenção pois a densidade dos precipitados era de 109 peças /mm3 ou menos e YR ficou abaixo de 0,80. Estes resultados indicam que a densidade de poste (pole) de {112} (110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa e uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores ambas dentro de suas respectivas faixas apropriadas podiam ser con
34/34 seguidas e a separação na borda cisalhada foi suprimida pelo uso de uma chapa de aço que contém os ingredientes dentro das faixas especificadas pela invenção e adotando as condições de fabricação apropriadas. A relação entre a resistência à fadiga op a 105 ciclos e a resistência à tração TS da borda cisalhada é apresentada na Figura 14. Em qualquer um dos aços de acordo com a invenção, a resistência à fadiga op a 105 ciclos da borda cisalhada não era menos do que 0,35 vez a resistência à tração TS. Por outro lado, nos aços comparativos em que a separação se desenvolveu, a resistência à fadiga op a 105 ciclos da borda cisalhada era menor do que 0,35 vez a resistência à tração TS.
[0095] Convencionalmente, foi explicado que, em uma chapa de aço reforçada por precipitação que contenha Ti, a separação se desenvolve devido a uma diminuição na tenacidade associada com a aceleração da precipitação. No entanto, na invenção, foi descoberto que, por ajuste dos teores de C, Ti e Nb às suas respectivas faixas apropriadas, a microestrutura do metal para satisfazer 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012, a densidade de poste de {112}(110) em uma posição de 1/4 de espessura da placa a 5,7 ou menor e uma relação entre largura e altura de grãos de austenita anteriores a 5,3 ou menor, a supressão da separação na borda cisalhada, que foi difícil de se resolver até agora, pode ser conseguida. Como um resultado, a chapa de aço laminada a quente que possui excelente resistência à fadiga op a 105 ciclos da borda cisalhada pode ser desenvolvida.

Claims (4)

1. Chapa de aço laminada a quente, caracterizada pelo fato de que consiste em termos de % em massa,
0,030% até 0,120% de C,
1,20% ou menos de Si,
1,00% até 3,00% de Mn,
0,01% até 0,70% de Al,
0,05% até 0,20% de Ti,
0,01% até 0,10% de Nb,
0,020% ou menos de P,
0,010% ou menos de S,
0,005% ou menos de N e um restante que consiste em Fe e impurezas, em que 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012 é satisfeito; a densidade de poste (pole) de {112}(110) em uma posição de 1/4 de espessura da placais 5,7 ou menos; uma relação entre largura e altura (eixo longo/eixo curto) de grãos de austenita anteriores é de 5,3 ou menos; a densidade de (Ti, Nb)C precipitados que possuem um tamanho de 20 nm ou menos é de 109 pedaços/mm3 ou mais; uma relação de rendimento YR, que é a proporção de uma resistência à tração até um limite (superior) de escoamento, é de 0,80 ou mais; e uma resistência à tração é de 590 MPa ou mais.
2. Chapa de aço laminada a quente, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que consiste ainda, em termos de % em massa, um ou mais de
0,0005% até 0,0015% de B,
0,09% ou menos de Cr,
0,01% até 0,10% de V ou
0,01% até 0,2% de Mo, em que 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% *
Petição 870190001603, de 07/01/2019, pág. 4/10
2/3
12/51) > 0,012 é satisfeito em um caso em que a chapa de aço laminada a quente contém V.
3. Processo de fabricação de uma chapa de aço laminada a quente, o processo caracterizado pelo fato de que consiste em:
o aquecimento de um aço até 1250°C ou superior, o aço consistindo, em termos de % em massa,
0,030% até 0,120% de C,
1,20% ou menos de Si,
1,00% até 3,00% de Mn,
0,01% até 0,70% de Al,
0,05% até 0,20% de Ti,
0,01% até 0,10% de Nb,
0,020% ou menos de P,
0,010% ou menos de S,
0,005% ou menos de N e um restante que consiste em Fe e impurezas, em que 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012 é satisfeito;
laminação a quente do aço aquecido até uma temperatura final de laminação de 960°C ou superior na laminaçã o para acabamento com um total de reduções por laminação em duas bases *desde a uma última base de 30% ou mais quando um teor de Ti estiver em uma faixa de 0,05% < Ti < 0,10% ou a uma temperatura final de laminação de 980°C ou superior na laminação para acabam ento com um total de reduções por laminação em duas bases desde uma última base de 40% ou mais quando um teor de Ti está em uma faixa de 0,10% < Ti < 0,20% e bobinagem the aço laminado a quente a 450°C até 650 °C.
4. Processo de fabricação de uma chapa de aço laminada a quente, de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de
Petição 870190001603, de 07/01/2019, pág. 5/10
3/3 que o aço consiste ainda, em termos de % em massa, um ou mais de
0,0005% até 0,0015% de B,
0,09% ou menos de Cr,
0,01% até 0,10% de V ou
0,01% até 0,2% de Mo, em que 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% *
12/51) > 0,012 é satisfeito em um caso em que o aço contém V.
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