BR112014027992B1 - Chapa de aço laminada à quente e método de fabricação da mesma - Google Patents

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Abstract

resumo patente de invenção: "peça de chassi automotivo fabricada a partir de chapa de aço laminada a quente conformável de alta resistência". a presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência com uma excelente combinação de resistência à tração de pelo menos 550 mpa e formabilidade, que compreende em peso no máximo 0,15% de c, no máximo 0,5% de si, entre 0,5 e 2,0% de mn, no máximo 0,06% de p, no máximo 0,008% de s, no máximo 0,1% de al_sol, no máximo 0,02% de n, entre 0,02 e 0,45% de v, entre 0,05 e 0,7% de mo, opcionalmente entre 0,01 e 0,1% de nb e o restante de fe e impurezas inevitáveis, em que a chapa de aço tem uma microestrutura ferrítica substancialmente de fase única e de precipitação reforçada, em que a fração de volume da fase de ferrita na dita microestrutura não é menor do que 97% e em que os precipitados na dita microestrutura compreendem precipitados finos de carburetos compósitos contendo mo e v e, opcionalmente, nb.

Description

[001] A invenção refere-se a uma chapa de aço de alta resistência adequada para peças de chassi automotivo ou similares e, mais particularmente, a uma chapa de aço laminada à quente de alta resistência que tem uma excelente combinação de resistência à tração de pelo menos 550 MPa e formabilidade, e a um método para fabricar a mesma.
[002] Devido a circunstâncias de demandas crescentes em relação à economia de combustível e pegadas de carbono, vêm sido desenvolvidas chapas de aço laminadas a quente para automóveis que tenham maior resistência à tração e menor espessura. Em particular, uma maior resistência à tração e menor espessura têm sido exigidas para chapas de aço laminadas a quente usadas para peças de chassi automotivo. Por outro lado, visto que as peças de chassi automotivo têm, normalmente, um formato intricado, é exigido que a chapa de aço laminada à quente usada para esse fim tenha alta taxa de alongamento e excelente flangeamento ao estiramento, bem como alta resistência à tração. Além disso, uma exigência chave em operação de peças de chassi e suspensão é a alta resistência à fadiga.
[003] Um problema principal com os aços de alta resistência conhecidos é que esses são propensos à ruptura de borda durante flangeamento ao estiramento. O flangeamento é uma operação de flexão que flexiona a borda de uma peça a fim de adicionar rigidez. O flangeamento ao estiramento é uma operação de formação que cria uma borda flexionada que se flexiona para dentro no centro. Um teste comum para determinar a capacidade de flangeamento ao estiramento de um determinado material é o teste de expansão de orifícios.
[004] A razão de expansão de orifícios foi projetada recentemente para caracterizar a formabilidade/flangeamento ao estiramento de
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2/34 aços de alta resistência laminados a quente. O teste de expansão de orifícios é conduzido através da expansão de um orifício perfurado ou usinado, normalmente, empurrando-se uma perfuração cônica através do orifício perfurado ou usinado. O diâmetro inicial do do orifício da amostra de teste é medido. Quando uma ruptura na borda do orifício em expansão da amostra de teste é observada, o percurso do perfurador é parado imediatamente e o diâmetro final df do orifício da amostra de teste é medido no mesmo modo em que o diâmetro inicial.
[005] O valor de expansão de orifícios, λ, é calculado com o uso da seguinte equação:
X = df~d^ ,10QO/o í/0 [006] Um problema principal relacionado ao Aço de Alta Resistência (HSS) em aplicações de chassi e suspensão é a sensibilidade à falha por fadiga. O HSS reforçado com o uso de fases duras adicionais, como martensita e bainita, em uma matriz ferrítica é conhecido por exibir resistência insatisfatória ao início e propagação de ruptura por fadiga. O desempenho de fadiga é quantificado por definição de uma resistência à fadiga: um estresse no qual a falha por fadiga não ocorre após inúmeros ciclos de carregamento (por exemplo, 100.000 ciclos).
[007] O objetivo da invenção é fornecer uma chapa de aço laminada à quente de alta resistência que tem uma resistência à tração de pelo menos 550 MPa, alta taxa de alongamento e excelente flangeamento ao estiramento.
[008] Um objetivo adicional da invenção é fornecer uma chapa de aço laminada à quente de alta resistência que tem uma resistência à tração de pelo menos 550 MPa, que é adequada par a produção de peças de chassi automotivo conformadas de modo complexo e um método para fabricar a mesma.
[009] Um objetivo adicional da invenção é fornecer uma chapa de
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3/34 aço laminada à quente de alta resistência que tem uma resistência à tração de pelo menos 550 MPa que, quando usada para produzir peças de chassi automotivo, exibe excelente resistência à falha por fadiga. [0010] Um objetivo adicional da invenção é fornecer uma chapa de aço laminada à quente de alta resistência de acordo com os objetivos descritos acima, em que a resistência à tração é de pelo menos 580 MPa e a razão de expansão de orifícios é de pelo menos 90%.
[0011] Um objetivo adicional da invenção é fornecer uma chapa de aço laminada à quente de alta resistência de acordo com os objetivos descritos acima, em que a resistência à tração é de pelo menos 750 MPa e a razão de expansão de orifícios é de pelo menos 60%.
[0012] Um objetivo adicional da invenção é fornecer uma chapa de aço laminada à quente de alta resistência de acordo com os objetivos descritos acima, em que a resistência à tração é de pelo menos 980 MPa e a razão de expansão de orifícios é de pelo menos 30%.
[0013] O objetivo é alcançado fornecendo-se uma chapa de aço laminada à quente de alta resistência com uma excelente combinação de resistência à tração de pelo menos 550 MPa e formabilidade que compreende (em peso):
• no máximo 0,15% de C • no máximo 0,5% de Si • entre 0,5 e 2,0% de Mn • no máximo 0,06% de P • no máximo 0,008% de S • no máximo 0,1% de Sol. Al • no máximo 0,02% de N • entre 0,02 e 0,45% de V • entre 0,05 e 0,7% de Mo • opcionalmente entre 0,01 e 0,1% de Nb • restante de Fe e impurezas inevitáveis,
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4/34 [0014] em que a chapa de aço tem uma microestrutura ferrítica substancialmente de fase única e de precipitação reforçada, em que a fração de volume da fase de ferrita na dita microestrutura não é menor do que 97% e em que os precipitados na dita microestrutura compreendem precipitados finos de carburetos compósitos contendo Mo e V e, opcionalmente, Nb.
[0015] A invenção fornece um aço de alta resistência com uma combinação de alta formabilidade de estiramento a frio bem como alta formabilidade de estiramento-flangeamento e resolve o problema de ruptura de borda prematura resultante de estiramento-flangeamento. Essa excelente combinação de alta resistência e formabilidade deriva de uma microestrutura ferrítica dúctil substancialmente de fase única e de grãos finos reforçada com uma alta densidade de precipitados finos. A microestrutura ferrítica de fase única fornece alta taxa de alongamento e acomoda alta formabilidade de estiramento-flangeamento sem ruptura de borda prematura visto que tem pouco estresse interno e é isenta de constituintes de fase ricos em carbono ou inclusões à base de titânio, que podem atuar como sítios de nucleação potencial para ruptura de borda prematura durante estiramento-flangeamento de um aço de alta resistência com uma resistência à tração não menor do que 550 MPa. Como resultado, o aço exibe uma combinação de alta resistência, de alta taxa de alongamento e de alta expansibilidade de orifício. Além disso, o aço exibe excelentes propriedades de fadiga devido à dita microestrutura. Acredita-se que a ausência de constituintes de fase ricos em carbono e/ou inclusões à base de titânio bem como a natureza de grão fino da microestrutura contribuem para a alta resistência à fadiga. Devido ao potencial efeito nocivo do titânio sobre a formabilidade e a resistência à fadiga, é essencial que a quantidade de titânio nesse aço seja mantida tão baixa quanto for possível e que certamente não exceda o nível de impurezas inevitáveis. Não se adiciona
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5/34 ao aço de acordo com a invenção titânio deliberadamente como um elemento de liga. O titânio pode estar presente como metal coletado de escória usado no processo ou como uma impureza em outras adições de liga. Embora seja difícil definir o nível no qual o teor de titânio afeta de maneira adversa as propriedades de formabilidade, os inventores constataram que, se o teor de Ti for menor do que 0,015%, de preferência, menor do que 0,010%, então o risco de formação de precipitados de titânio é pequeno.
[0016] A seguir, é descrita a finalidade dos elementos de liga nesse aço.
[0017] Adiciona-se C para formar precipitados de carbureto junto com Nb, V e Mo a fim de conseguir um alto grau de reforço de precipitação. A quantidade de C necessária para alcançar a resistência desejada depende da quantidade de Nb, V e Mo. No entanto, a quantidade máxima é 0,15% para evitar a formação de constituintes de fase ricos em carbono que, se formados, são nocivos à expansibilidade de orifício e resistência à fadiga.
[0018] O Si fornece reforço de solução sólida significativo e retarda a formação de cementita e perlita, suprimindo assim a formação de carburetos em bruto, que prejudica a formabilidade de estiramentoflangeamento. No entanto, um baixo teor de Si é desejado a fim de reduzir as cargas de laminação, para suprimir os problemas de superfície e para otimizar as propriedades de fadiga. Por esse motivo, o teor de Si não pode exceder 0,5%.
[0019] O Mn fornece reforço de solução sólida e suprime a temperatura de transformação ferrítica e taxa de transformação ferrítica. O reforço de solução sólida suficiente da matriz de ferrita é necessário como é uma baixa temperatura de transformação para maximizar o reforço de precipitação durante a transformação. Portanto, o teor de Mn deveria ser pelo menos 0,5% em peso. No entanto, um teor de Mn
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6/34 maior do que 2% em peso pode levar à segregação, que irá danificar a formabilidade de estiramento-flangeamento. Portanto, o teor de Mn deveria estar na faixa de 0,5 a 2,0% em peso. De preferência, o teor mínimo de Mn é 1,2%.
[0020] O P fornece reforço de solução sólida. No entanto, em níveis elevados, a segregação de P irá danificar a formabilidade de estiramento-flangeamento. Portanto, o teor de P deveria ser 0,06% em peso ou menos.
[0021] Os teores elevados de S irão danificar a formabilidade de estiramento-flangeamento. Portanto, o teor de S deveria ser 0,008% em peso ou menos.
[0022] O Al é adicionado como um desoxidante. No entanto, um teor muito elevado de Al irá danificar a formabilidade de estiramentoflangeamento. Portanto, o teor de Al não presente como um óxido (AI_sol) deveria ser 0,1% em peso ou menos. O teor de alumínio total é Al como AlxOy + AI_sol. Um teor mínimo adequado para Al_sol é 0,02%. [0023] O Nb fornece refino de grão e reforço de precipitação. O refino de grão é importante para um bom equilíbrio entre resistência e alongamento e acredita-se que o mesmo contribua para o desempenho de fadiga aprimorado. Por outro lado, o nióbio também ocasiona retardo da recristalização durante a laminação a quente e, portanto, nem sempre é um elemento desejável. Sua presença nessa invenção é, portanto, opcional. No entanto, o reforço de precipitação com base em carburetos compósitos de Nb finos contribui para o nível de resistência desejado com base em uma microestrutura ferrítica de fase única em combinação com a alta taxa de alongamento e a alta expansibilidade de orifício e, se essa contribuição for desejada, então o teor de Nb deveria ser pelo menos 0,01% em peso. Em níveis de Nb acima de 0,1% em peso, o Nb irá perder sua eficiência para aços laminados a quente para alcançar alto limite de elasticidade e para levar a altas for
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7/34 ças de laminação indesejadas. Portanto, se presente, o teor de Nb deveria ser 0,01 a 0,1% em peso.
[0024] O V fornece reforço de precipitação. O reforço de precipitação com base em carburetos compósitos de V finos é crucial para alcançar o nível de resistência desejado com base em uma microestrutura ferrítica de fase única em combinação com alta taxa de alongamento e alta expansibilidade de orifício. O teor de V deveria estar na faixa de 0,02 a 0,45% em peso. Um teor mínio adequado de V é 0,04%.
[0025] O Mo suprime a formação de cementita e perlita. Isso é importante para alcançar uma microestrutura ferrítica de fase única. Além disso, Mo é necessário para alcançar precipitados finos de carbureto compósito com base em Nb e/ou V a fim de alcançar um alto grau de reforço de precipitação. Acredita-se que Mo também evita o engrossamento dos precipitados finos de carbureto compósito e, dessa forma, evita uma redução no enrijecimento de precipitação dos precipitados engrossados. Portanto, o teor de deveria estar na faixa de 0,05 a 0,7% em peso. Um teor mínimo adequado de Mo é 0,1%.
[0026] O teor de N deveria ser baixo, isto é, 0,02% (200 ppm) ou menos. O teor muito alto de N irá danificar a formabilidade de estiramento a frio e de estiramento-flangeamento. Se os teores de Al e N representados em peso satisfizerem a equação (AI/27)/(N/14)>1, o modo de precipitação dominante que contribui para o reforço de precipitação da microestrutura essencialmente ferrítica é precipitação de carbureto compósito com base em V e Mo e, opcionalmente, Nb. Se os teores de Al e N representados em peso satisfizerem a equação (AI/27)/(N/14) <1, a precipitação de nitreto e/ou carbonitreto além da dita precipitação de carbureto compósito será ativada. Um teor mínimo adequado de N é 0,002% (isto é, 20 ppm).
[0027] Os aços de alta resistência convencionais com resistência à tração não menor do que 550 MPa derivam parcialmente sua resistên
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8/34 cia de constituintes de fase ricos em carbono em combinação, ou não, com reforço de precipitação convencional à base de precipitados de carbonitreto de titânio, vanádio e/ou nióbio. Suas microestruturas podem consistir em matriz ferrítica relativamente macia incorporadas a constituintes ricos em carbono e de fase relativamente rígida ou consistem em uma microestrutura parcial ou totalmente bainítica ou martensítica em caso de resistência à tração maior do que 700 MPa. O documento EP1338665 fornece um conceito alternativo para um aço de alta resistência com resistência à tração não menor do que 550 MPa que é baseado em uma microestrutura ferrítica de fase única na qual a ferrita é precipitação reforçada com uma alta densidade de carburetos finos à base de titânio em combinação com outros elementos. Os documentos EP1790737 e EP1616970 fornecem um conceito alternativo com base em uma microestrutura ferrítica multifásica, isto é, não de fase única. Em ambos os conceitos, a ferrita tem a precipitação reforçada com uma alta densidade de precipitados de carbureto fino à base de titânio em combinação com molibdênio e, opcionalmente, com nióbio e/ou vanádio adicional. Foi verificado que esses precipitados à base de titânio afetam a formabilidade e as propriedades de fadiga.
[0028] O aço de acordo com a presente invenção deriva sua resistência de uma microestrutura ferrítica de grão fino substancialmente de fase única, que tem a precipitação reforçada com uma alta densidade de precipitados de carbureto fino à base de molibdênio em combinação com vanádio e/ou nióbio (se presente). Esse conceito evita explicitamente o uso de titânio a fim de evitar a presença de grandes inclusões ricas em titânio, o que pode danificar a formabilidade de estiramento-flangeamento. Além disso, um alto teor de titânio pode levar a um grau relativamente alto de estresse interno na microestrutura final, o que é nocivo para a formabilidade de estiramento-flangeamento e irá danificar a expansibilidade de orifício. O uso de um baixo teor de nió
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9/34 bio para alcançar refino de grão suficiente em combinação com vanádio e molibdênio para alcançar reforço de precipitação suficiente irá levar a um menor estresse interno na microestrutura final em comparação ao uso de alto teor de titânio. Isso tem uma influência positiva sobre a formabilidade de estiramento-flangeamento e aprimora substancialmente a expansibilidade de orifício.
[0029] A localização de estresse durante o estiramento-flangeamento de aços totalmente bainíticos ou martensíticos com resistências à tração maiores do que 700 MPa é suprimida devido à sua microestrutura homogênea. No entanto, a microestrutura desses aços de alta resistência não tem a capacidade de acomodar um grau similar de tensão como o aço com uma microestrutura ferrítica de fase única e resistência à tração similar. Como consequência, esses aços apresentam formabilidade de estiramento a frio consideravelmente inferior em comparação à microestrutura ferrítica de fase única dúctil de acordo com a invenção.
[0030] Se a microestrutura contiver pelo menos 97% em volume da matriz ferrítica de grão fino substancialmente de fase única e de precipitação reforçada, então a microestrutura é considerada uma microestrutura ferrítica substancialmente de fase única e o(s) objetivo(s) da presente invenção pode ser alcançado com tal microestrutura. No entanto, é preferencial que a microestrutura contenha pelo menos 98% em volume da matriz ferrítica de grão fino substancialmente de fase única e de precipitação reforçada, com mais preferência, pelo menos 99% e, se possível, 100%.
[0031] Em uma modalidade da invenção, a resistência à tração da chapa de aço laminada à quente de alta resistência de acordo com a invenção é pelo menos 550 MPa, de preferência, pelo menos 580 MPa. [0032] Em uma modalidade da invenção, a resistência à tração da chapa de aço laminada à quente de alta resistência de acordo com a
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10/34 invenção e pelo menos 580 MPa e á razão de expansão de orifícios é pelo menos 90%.
[0033] Em uma modalidade da invenção, a resistência à tração da chapa de aço laminada à quente de alta resistência de acordo com a invenção é pelo menos 750 MPa e a razão de expansão de orifícios é pelo menos 60%.
[0034] Em uma modalidade da invenção, a resistência à tração da chapa de aço laminada à quente de alta resistência de acordo com a invenção é pelo menos 980 MPa e a razão de expansão de orifícios é pelo menos 30%.
[0035] Em uma modalidade da invenção, a chapa de aço tem uma microestrutura ferrítica substancialmente de fase única e de precipitação reforçada, em que a fração de volume da fase de ferrita na dita microestrutura não é menor do que 97% e em que os precipitados na dita microestrutura compreendem precipitados finos de carburetos compósitos contendo Mo, V e Nb. A vantagem da matriz de ferrita de fase única é que a mesma exibe alta formabilidade em termos de alongamento e expansibilidade de orifício e que a mesma exibe alta resistência à falha por fadiga. O uso de nióbio contribui para o refino de grão alcançado laminação termo-mecanicamente controlada, contribuindo para a resistência à tração e para a resistência à fadiga. Além disso, o nióbio, o vanádio e o molibdênio são relevantes para o fornecimento de reforço de precipitação suficiente para alcançar uma resistência à tração não menor do que 550 MPa, de preferência, não menor do que 580 MPa. Visto que o nióbio contribui para a resistência geral através do refino de grão e do reforço de precipitação, o reforço de grão aumentado com o teor aumentado de nióbio podem ser usados para compensar por um grau diminuído de reforço de precipitação com um teor diminuído de vanádio e/ou molibdênio para alcançar o nível desejado de resistência. Isso irá reduzir os custos de liga.
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11/34 [0036] Em uma modalidade, a chapa de aço tem uma microestrutura ferrítica substancialmente de fase única e de precipitação reforçada, em que a fração de volume da fase de ferrita na dita microestrutura não é menor do que 97% e em que os precipitados na dita microestrutura compreendem precipitados finos de carburetos compósitos contendo Mo e V e sem Nb. Esse aço é substancialmente isento de nióbio. A vantagem da matriz de ferrita de fase única é que a mesma exibe alta formabilidade em termos de alongamento e expansibilidade de orifício e que a mesma exibe resistência à falha por fadiga satisfatória. O uso de vanádio contribui para o refino de grão alcançado por meio de laminação controlada recristalizada, contribuindo para a resistência à tração e para a resistência à fadiga. Além disso, o vanádio e o molibdênio são relevantes para o fornecimento de reforço de precipitação suficiente para alcançar uma resistência à tração não menor do que 550 MPa, de preferência, não menor do que 580 MPa. O benefício do uso de uma composição contendo vanádio e molibdênio, que seja isenta de nióbio, é que a mesma irá levar a cargas de laminação menores no laminador de tiras a quente, que irá ampliar a janela dimensional. Além disso, o uso dessa composição isenta de nióbio não apenas permitirá a produção desse grau de aço em um laminador de tiras a quente convencional (HSM), mas também de uma linha de Produção de Tiras Compactas (CSP), levando à entrada de energia reduzida e custos inferiores de processamento.
[0037] A chapa de aço que compreende:
• pelo menos 1,2% de Mn e/ou • pelo menos 0,02% de AI_sol e/ou • pelo menos 0,04% de V e/ou • pelo menos 0,1% de Mo, e/ou • pelo menos 0,02% de C e/ou • pelo menos 0,002% de N.
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12/34 [0038] Em uma modalidade preferencial, é fornecida uma chapa de aço de acordo com a invenção, em que a microestrutura é substancialmente isenta e, de preferência, totalmente isenta de componentes microestruturais ricos em carbono, como perlita, cementita, martensita ou bainita e/ou substancialmente isenta e, de preferência, totalmente isenta de precipitados ou inclusões à base de titânio à base de titânio. A presença de componentes microestruturais ricos em carbono e inclusões à base de titânio irá danificar a expansibilidade de orifício e diminuir a resistência à falha por fadiga. Ademais, o uso de uma composição essencialmente isenta de titânio à base de nióbio e/ou vanádio fornece benefícios que resultam da oportunidade de utilização de temperaturas inferiores de reaquecimento para dissolver elementos precipitados, incluindo nióbio e/ou vanádio. A fim de formar o volume desejado e a distribuição de precipitados no produto final, as adições de liga precisam ser levadas à solução durante reaquecimento da placa no laminador de tiras a quente. Uma desvantagem da estratégia de liga de titânio é que são necessárias temperaturas de reaquecimento muitas altas para dissolver carburetos de titânio grossos formados durante a fundição. As composições de vanádio e de vanádio/nióbio exigem temperaturas de reaquecimento significativamente inferiores. Isso é benéfico para o consumo de energia, permite maior rendimento na fornalha de reaquecimento e, dessa forma, maior produtividade e, adicionalmente, as temperaturas de reaquecimento inferiores restringem o efeito nocivo que as adições de silício têm sobre a condição de superfície. Além disso, o risco de ruptura a quente é diminuído mediante a não formação de liga com titânio, removendo assim a necessidade de carregamento a quente das placas de fundição contínua. Isso permite mais flexibilidade na rota de processo.
[0039] Em uma modalidade, é fornecido um aço de acordo com a invenção, em que os teores de C, Nb, V e Mo representados em peso
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13/34 satisfazem a equação:
θ 8 < (M/93) + (F/51) + (Afo/96) < 2 ? (C/12) [0040] Equilibrando-se os teores de C, Nb, V e Mo dessa forma, os inventores constataram que as propriedades estáveis e reproduzíveis poderíam ser alcançadas.
[0041] De preferência, (Nb/93+V/51+Mo/96)/(C/12) é maior que ou igual a 1,2.
[0042] Em uma modalidade, é fornecido um aço de acordo com a invenção, em que os teores de Nb, V e Mo representados em peso satisfazem a equação:
0,25 <
----(3fo/96i----< 2 0, ou 0,5 <--------< 2,o (M/93)+ (7/51) (M/93)+ (7/51) [0043] Em outra modalidade, a razão de (Mo/96)/(Nb/93 + V/51) é maior que ou igual a 1,0.
[0044] Equilibrando-se os teores de Nb, V e Mo dessa forma, os inventores constataram que propriedades estáveis e reproduzíveis poderíam ser alcançadas.
[0045] Em uma modalidade, é fornecido um aço de acordo com a invenção, em que os teores de C, N, Nb, V, Mo e Al representados em peso satisfazem a equação:
θ 8 < (A'ó/93)+(K/51)+(Àfe/96) + (J//27) <2 2 (C/12) + (jV/14) [0046] Equilibrando-se os teores de C, Nb, V, Mo e Al dessa forma, os inventores constataram que propriedades estáveis e reproduzíveis poderíam ser alcançadas.
[0047] De preferência, (Nb/93+V/51+Mo/96+AI/27)/(C/12+N/14) é maior que ou igual a 1,2.
[0048] Em uma modalidade, é fornecido um aço de acordo com a
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14/34 invenção, em que os teores de C, N, Nb, V, Mo e Al representados em peso satisfazem a equação:
0 8 < (Λτ6 /93) + (F/51) + (Mo/ 96) + (Al / 2T) < 2 2 CQm (.4//27) < } ’ (C/12)+ (///14) ’ (TV/14) [0049] Equilibrando-se os teores de C, Nb, V, Mo e Al dessa forma, os inventores constataram que propriedades estáveis e reproduzíveis poderíam ser alcançadas. De preferência, (Nb/93+V/51 + Mo/96+AI/27)/(C/12+N/14) é maior que ou igual a 1,2.
[0050] Em uma modalidade, é fornecido um aço de acordo com a invenção, em que a chapa de aço tem um revestimento plaqueado à base de zinco sobre a superfície. Dotando-se o aço com um revestimento à base de zinco convencional, por exemplo, por meio de galvanização por imersão a quente ou eletrogalvanização, protege-se o aço, e também a peça produzida a partir do mesmo, contra a corrosão.
[0051] De acordo com um segundo aspecto, a invenção também é concretizada em um método de fabricação de uma chapa de aço de alta resistência com uma excelente combinação de resistência à tração de pelo menos 550 MPa e formabilidade, laminar a quente de uma placa de aço que compreende no máximo 0,15% de C, no máximo 0,5% de Si, entre 0,5 e 2,0% de Mn, no máximo 0,06% de P, no máximo 0,008% de S, no máximo 0,1% de Sol. Al, no máximo 0,02% de N, entre 0,02 e 0,45% de V, entre 0,05 e 0,7% de Mo, opcionalmente entre 0,01 e 0,1% de Nb e o restante de Fe e impurezas inevitáveis e finalizar a dita laminação a quente a uma temperatura de laminação a quente de finalização de ponto de transformação de Ar3 ou maior e resfriar a chapa de aço laminada à quente na faixa de temperatura entre 700 e 585°C.
[0052] Em uma modalidade, a chapa de aço laminada à quente é resfriada à temperatura de bobinamento a uma taxa média de resfriamento de cerca de 10°C/s a cerca de 150°C/s e, opcionalmente, o mé
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15/34 todo compreende aplicar um plaqueamento à base de zinco à superfície da chapa de aço.
[0053] De acordo com um segundo aspecto, a invenção também é concretizada em uma peça de chassi automotivo que usa a chapa de aço laminada à quente de alta resistência de acordo com e/ou produzida de acordo com a invenção, em que, de preferência, a chapa de aço laminada à quente de alta resistência para a fabricação da peça de chassi automotivo.
[0054] • tem uma resistência à tração de pelo menos 750 MPa e uma razão de expansão de orifícios de pelo menos 60% e em que a resistência à tração (TS), o alongamento total (El) e a espessura de chapa t (mm) satisfazem a equação (TS x El) / t0’2 > 12.000; ou [0055] · tem uma resistência à tração de pelo menos 980 MPa e uma razão de expansão de orifícios de pelo menos 30% e em que a resistência à tração (TS), o alongamento total (El) e a espessura de chapa t (mm) satisfazem a equação (TS x El) / t0’2 > 13.000; ou [0056] · tem um limite de elasticidade de pelo menos 760 MPa, uma razão de elasticidade mínima de 0,9 e uma razão de expansão de orifícios de pelo menos 60% e uma resistência à fadiga mínima (Δσ) para 100.000 ciclos até a falha de 1.000 MPa e em que resistência à tração (TS), o alongamento total (El) e a espessura de chapa t (mm) satisfazem a equação (TS x El) / t0’2 > 12.000.
[0057] Agora, a invenção será adicionalmente explicada por meio dos exemplos não limitadores a seguir.
EXEMPLO - SÉRIE 1
Tabela 1
Aço Composição química (1/1.000 % em peso) Razão Atômica
C Si Mn P S Al N Mo Ti Nb V A B
A 45 190 1.620 13 5 46 6 200 - - 190 1,552 0,559
B 26 19 1.280 10 5 40 9 200 - 28 46 1,519 1,731
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16/34
C 25 19 1.290 13 4 41 6 200 - 57 32 1,598 1,679
D 51 19 1.590 13 5 39 6 200 - 28 76 0,913 1,162
E 48 100 1.590 14 5 43 4 200 - 27 78 0,977 1,144
F 85 190 1.600 13 5 47 6 510 - 28 190 1,321 1,318
G 92 180 1.600 14 5 41 6 510 - 57 180 1,235 1,282
H 61 100 1.570 14 4 44 5 200 - 57 98 0,910 0,821
I 91 190 1.560 15 5 48 4 500 - 54 240 1,386 0,985
J 50 180 1.580 15 6 45 6 200 - - 100 0,972 1,062
K 47 180 1.600 13 5 43 5 - - - 200 1,003 0
L 47 190 1.590 13 5 37 5 190 - 56 - 0,660 3,285
M 43 200 1.650 13 5 34 5 190 - 28 - 0,637 6,570
N 39 180 1.600 14 4 39 4 - - 55 - 0,182 0
O 92 180 1.570 13 5 44 5 500 170 8 - 1,155 1,432
[0058] Os aços A a O tendo composições químicas mostradas na Tabela 1 foram laminados a quente sob as condições apresentadas na Tabela 2 produzindo as chapas de aço 1 a 24 com uma espessura na faixa de 3,0 a 3,6 mm (RHT=Temperatura de Reaquecimento; FRT=Temperatura de Laminação de Acabamento; CT=Temperatura de Bobinamento; YS=Limite de Elasticidade; UTS=Resistência à Tração Extrema; EI=Alongamento). Observar a razão atômica A=(Ti+Nb+V+Mo)/C e a razão atômica B=Mo/(Ti+Nb+V) nas Tabelas 1, 4 e 8. As chapas de aço laminadas a quente foram conservadas antes do teste de tração e do teste de expansão de orifícios. As propriedades de tração foram medidas mediante a retirada de peças de teste No 5 JIS da chapa de aço paralela à direção de laminação e mediante a aplicação de um teste de resistência à tração à peça de teste de acordo com EN 10002-1/ISO 6892-1. Em alguns casos, a aspereza de superfície das peças de teste de tração foi removida mediante o adegalçamento da peça de teste com o uso de esmerilhação suave. Para determinar a razão de expansão de orifícios λ que é considerada um critério para o flangeamento ao estiramento, foram cortadas três amostras de aço de 90 mm2 de cada chapa de aço, seguido pela perfuração
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17/34 de um orifício, com 10 mm de diâmetro, nas amostras. O teste de expansão de orifícios das amostras foi realizado com desbaste superior. Uma perfuração cônica de 60 ° foi aumentada e o diâmetro de orifício df foi medido quando foi formada uma ruptura de espessura atravessante. A razão de expansão de orifícios λ foi calculada com o uso da fórmula abaixo com d0= 10 mm:
df-10 λ = —--100% [0059] A microestrutura foi identificada usando-se microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura (SEM) e difração de elétrons retroespalhados (EBSD) para identificar os constituintes de fase na microestrutura e para medir a fração total de cementita e/ou perlita. Além disso, o tamanho médio de grão foi medido com o uso de EBSD. As propriedades de tração e as razões de expansão de orifícios das chapas de aço examinadas são mostradas na Tabela 2. Também é mostrada na Tabela 2 uma avaliação do tipo de microestrutura das chapas de aço examinadas. O tamanho médio de grão de chapas de aço examinadas é mostrado na Tabela 3.
[0060] As chapas de aço 1 a 15 de exemplos dessa invenção têm uma microestrutura de ferrita substancialmente de fase única com uma fração de ferrita não menor do que 97%, isenta de precipitados ou inclusões à base de titânio e compreendem carburetos compósitos contendo Nb e/ou V com Mo precipitado na dita microestrutura. As mesmas, em sua totalidade, têm uma UTS não menor do que 550 MPa em combinação com alto alongamento total e alta expansibilidade de orifício. A presença de Mo para a presente invenção é essencial para alcançar alta resistência com base em uma microestrutura de ferrita essencialmente de fase única que irá acomodar um alto grau de expansibilidade de orifício. A função de Mo é suprimir a formação de cementita e/ou perlita e promover alto reforço de precipitação da microestruPetição 870190059120, de 26/06/2019, pág. 20/46
18/34 tura final devido à presença de uma alta densidade de carburetos finos compostos contendo Nb e/ou V com Mo.
[0061] Em contraste aos exemplos da invenção mencionados anteriormente, as chapas de aço 16 a 24 de exemplos comparativos apresentaram microestruturas que compreendiam uma fração de volume de ferrita menor do que 97% devido à presença de cementita e/ou perlita (chapas de aço 16 a 23) ou microestruturas que continham inclusões à base de titânio (chapa de aço 24). Essas chapas de aço de exemplos comparativos têm expansibilidade de orifício consideravelmente menor do que as chapas de aço 1 a 15 de exemplos da invenção com UTS similar devido ao fato de que a fração de volume de ferrita era menor do que 97% ou devido à presença de inclusões à base de titânio que davam origem à ruptura de borda prematura durante o teste de expansão de orifícios, iniciando uma ruptura relativamente longa que percorre ao lado da perfuração cônica. Isso é explicado na Figura 1, em que os círculos abertos representam os exemplos da invenção e os círculos fechados representam os exemplos comparativos. As linhas representam ajustes lineares através dos círculos aberto e fechado, respectivamente, e servem como um guia para o olho a fim de mostrar que os exemplos da invenção mostram razões de expansão de orifícios consistentemente maiores (valores λ) a uma dada UTS.
[0062] A contribuição calculada de reforço de precipitação (op) para o limite de elasticidade (σγ) para todos os exemplos da invenção e comparativos é mostrada na Tabela 3. O reforço de precipitação op foi calculado com o uso da equação abaixo:
°P =^r -σ0 -σΛΛ -17,4xtT1/2 (d: tamanho de grão de ferrita em mm) [0063] com σο igual a 53,9 MPa e o reforço de solução sólida de acordo com:
Oss = 32[% em peso de Mn] + 83[% em peso de S/] + 11 [%
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19/34 em peso de Mo] + 678[% em peso de P] + 354[% em peso de Nf] [0064] considerando a quantidade de % de Nf livre de nitrogênio (solúvel) insignificante. O reforço de precipitação calculado dos exemplos da invenção encontra-se na faixa de cerca de 150 a quase 500 MPa, dependendo da quantidade usada de C, Nb, V e Mo. Isso é consideravelmente maior do que a quantidade de reforço de precipitação que é alcançada com composições com quantidades similares de C, Nb, e V, mas sem Mo. O grau muito alto de reforço de precipitação que pode ser alcançado usando-se níveis adequados de C, Nb, V e Mo é ilustrado por chapas de aço 12 e 13 dos exemplos da invenção. O reforço de precipitação calculado dessas duas chapas de aço é de cerca de 450 a 470 MPa com um limite de elasticidade geral próximo a 940 MPa. Esse alto limite de elasticidade não pode ser alcançado com chapas de aço com uma composição que consiste em Nb e/ou V e isenta de Mo, que tem uma microestrutura essencialmente de ferrita reforçadas apenas com precipitados de carbureto contendo Nb e/ou V. O limite de elasticidade máxima alcançável com chapas de aço com tais composições encontra-se na faixa tipicamente de 550 a 650 MPa, dependendo mais da quantidade de Nb e/ou V.
[0065] A função de Mo no reforço de precipitação é adicionalmente ilustrada por uma comparação no limite de elasticidade entre a chapa de aço 18, que tem uma composição com base em cerca de 56% em peso molecular (isto é, 1/1.000 % em peso) Nb e 0,19% em peso de Mo, versus a chapa de aço 22, que tem uma composição com base em cerca de 55 m% em peso de Nb e isenta de Mo. Ambas as chapas de aço de exemplos comparativos foram laminadas a quente sob condições similares e ambas as chapas de aço apresentaram microestruturas de grão fino similares que consistem em ferrita, cementita e perlita. O limite de elasticidade da chapa de aço 18 com Mo e 62 MPa maior do que aquele da chapa de aço 22 sem Mo. A resistência adicional deriva
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20/34 predominantemente de reforço de precipitação adicional com base em carburetos compósitos contendo Nb e Mo. Os resultados do cálculo da contribuição da resistência de precipitação para o limite de elasticidade geral mostrado na Tabela 3 indicam que a adição de Mo aumentou o reforço de precipitação em cerca de 40 MPa. Isso ilustra a necessidade de uso de Mo a fim de aumentar substancialmente o reforço de precipitação além daquilo alcançável com precipitação de carbureto de Nb e/ou V regular com níveis similares de Nb e/ou V. O uso de Nb e/ou V em combinação com Mo possibilita um alto grau de reforço de precipitação a fim de obter uma microestrutura de ferrita essencialmente de fase única que irá fornecer alta resistência em combinação com alta taxa de alongamento e alto flangeamento ao estiramento.
[0066] A função benéfica de Mo em reforço de precipitação aumentado é adicionalmente ilustrada na Figura 2, que mostra o reforço de precipitação (em MPa) em relação ao teor de vanádio (em % em peso molecular). Os círculos fechados correspondem à precipitação calculada para as chapas de aço 3, 7 a 9 e 12 e 13 de exemplos da invenção com composições de Nb-V-Mo a 0,06 e produzidas com bobinamento a 630°C. A linha sólida representa um encaixe linear através dos círculos fechados. O triângulo fechado corresponde com o reforço de precipitação calculado da chapa de aço 18 de exemplos comparativos com uma composição de Nb-Mo a 0,06 e bobinamento a 650°C. O encaixe linear mostra que para as composições de Nb-V-Mo a 0,06 com cerca de 40 a 60 ppm de nitrogênio, o vanádio em combinação com uma quantidade suficiente de molibdênio eleva a resistência de precipitação Δσρ com cerca de 1.400 MPa/% em peso de vanádio. Como regra geral, o vanádio na ausência de molibdênio e um nível de nitrogênio de 40 a 60 ppm eleva a resistência de precipitação Δσρ com cerca de 890 MPa/% em peso para bobinamento a cerca de 630 a 650°C, dados os teores de Mn e de C conforme mostrado na
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Tabela 1. A linha pontilhada na Figura 2 mostra o reforço de precipitação calculado como uma função de teor de vanádio para chapas de aço bobinadas a 630 a 650°C e com composições de Nb-V a 0,06 isentas de molibdênio. O triângulo aberto na linha pontilhada corresponde à chapa de aço 22 de exemplos comparativos bobinada a 650°C e com uma composição de Nb a 0,06,isenta de vanádio e molibdênio. A distância entre a linha sólida e a pontilhada representa a influência benéfica da adição de molibdênio no aumento da contribuição de reforço de precipitação de vanádio e mostra a necessidade de molibdênio para a produção de uma chapa de aço de alta resistência com uma microestrutura ferrítica de fase única.
[0067] A Figura 3 mostra um gráfico similar ao da Figura 2, embora os dados correspondam a chapas de aço bobinadas a 630 a 650°C e com composições de Nb-V-Mo a 0,03 (chapas de aço 2 e 4 a 6 de exemplos da invenção indicadas com círculos fechados) e composições de Nb-V a 0,03 (linha pontilhada), ambas com níveis de nitrogênio de 40 a 60 ppm. O triângulo fechado corresponde ao reforço de precipitação calculado para chapa de aço 20 dos exemplos comparativos com uma composição de Nb-Mo a 0,03, isenta de vanádio. Como na figura 2, a seta denota o aumento causado pela adição de molibdênio.
[0068] Para produzir uma chapa de aço com um nível de resistência desejado e com uma microestrutura essencialmente de ferrita e isenta de cementita e/ou perlita para acomodar uma alta taxa de alongamento e alta expansibilidade de orifício, a quantidade de C, Nb e/ou V e Mo precisa estar em equilíbrio. Se a quantidade de Nb e/ou V em combinação com Mo for muito baixa em relação à quantidade de C, como é o caso para chapas de aço 18 a 21 dos exemplos comparativos, a microestrutura não será ferrítica essencialmente de fase única e quantidades substanciais de cementita e/ou perlita estarão presentes na microestrutura que danifica a expansibilidade de orifício. Se a quan
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22/34 tidade de Mo for muito baixa em comparação com a quantidade de Nb e/ou V, a quantidade de reforço de precipitação não será excelente e o nível de resistência desejado não será alcançado com uma microestrutura ferrítica de fase única de grão fino.
[0069] A Figura 4 ilustra a vantagem dos exemplos da invenção da presente invenção em termos de resistência à tração e expansibilidade de orifício em comparação com aços de Baixa Liga de Alta Resistência (HSLA) laminados a quente convencionais e aços Avançados de Alta Resistência (AHS) laminados a quente ou a frio, incluindo chapas de aço de Ferrita-Bainita (FB), de Fase Complexa (CP) e de Fase Dupla (DP). Claramente, os exemplos da invenção da presente invenção com suas microestruturas essencialmente ferríticas de fase única fornecem substancialmente maiores valores de expansibilidade de orifício do que as chapas de aço HSLA ou AHS com microestruturas de múltiplas fases e com resistência à tração similar. A Figura 4 ilustra que a presente invenção oferece um benefício distinto em relação às chapas de aço HSLA ou AHS atuais para aplicações de aço onde uma excelente combinação de alta resistência e alta formabilidade de estiramento-flangeamento é exigida. Um exemplo de tal aplicação são as peças de chassi e suspensão.
[0070] As chapas de aço para aplicações de chassi e suspensão não apenas exigem alta resistência em combinação com excelente formabilidade de estiramento-flangeamento e estiramento a frio, mas também exigem uma alta resistência à falha por fadiga. Um dos fatores dominantes que controlam as propriedades de fadiga é a microestrutura. Em geral, acredita-se que um tamanho de grão pequeno e uma microestrutura homogênea isenta de constituintes de fase ricos em carbono relativamente duros, incluindo perlita, bainita e/ou martensita, são benéficos para propriedades de fadiga. Acredita-se que as diferenças em dureza entre constituintes de fase em uma microestrutu
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23/34 ra de múltiplas fases sejam prejudiciais à fadiga devido à localização do estresse e essa influência nociva na resistência à fadiga aumenta à medida que a diferença em dureza entre constituintes de fase ricos em carbono e a matriz aumenta. Com exceção dos constituintes de fase ricos em carbono, também grandes precipitados à base de titânio, que promovem igualmente uma localização de estresse, podem prejudicar a resistência à fadiga. A Figura 5 mostra curvas de fadiga S-N (Estresse (em MPa) como uma função de ciclos para falha (Nf)) com dados considerados como típicos para grau de aço DP800 e CP800 laminado a frio (CR), HSLA S700 laminado a quente (HR) e um grau de aço ferrítico de fase essencialmente única (HR-F800) laminado a quente com alto reforço de precipitação baseado em titânio e molibdênio. As curvas foram determinadas com o uso de realização de testes de fadiga de alto ciclo uniaxial com uma razão de carga máxima (valor R) de -1. Os dados na Figura 5 confirmam a influência deletéria mencionada anteriormente de constituintes de fase ricos em carbono em propriedades de fadiga. A resistência à fadiga (expressa em Δσ) para 100.000 ciclos até a falha aumenta, indo de uma microestrutura de Fase Dupla com uma diferença de dureza alta entre matriz de ferrita e ilhas de martensita, até uma microestrutura de Fase Complexa que consiste predominantemente em uma matriz de ferrita e bainita com uma diferença consequentemente muito menor em dureza entre constituintes de fase. Os dados na Figura 5 corroboram que à medida que a diferença em dureza entre constituintes de fase na microestrutura é adicionalmente reduzida, a resistência à fadiga é adicionalmente aumentada, conforme é evidente a partir dos dados mostrados para HRS700 e HR-F800, os quais têm microestruturas predominantemente ferríticas que compreendem apenas uma pequena ou insignificante fração de perlita, respectivamente, contribuindo para um grau relativamente baixo de localização de estresse durante o carregamento cí
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24/34 clico. No entanto, a composição de ambas as chapas de aço contém titânio e sua microestrutura compreende grandes inclusões à base de titânio. Seguindo os princípios anteriormente mencionados, as chapas de aço 1 a 16 de exemplos da invenção dessa invenção com uma microestrutura essencialmente ferrítica de fase única isenta de constituintes de fase ricos em carbono e grandes inclusões à base de titânio, que dão lugar à localização de estresse durante o carregamento cíclico, terão uma resistência à fadiga superior. A Figura 6 mostra a resistência à fadiga para falha em 100.000 ciclos derivada das curvas S-N da Figura 5 plotada contra o limite de elasticidade (em MPa). A linha representa um encaixe linear e mostra uma correlação clara entre estresse de elasticidade e resistência à fadiga, o que confirma a influência da microestrutura mencionada anteriormente sobre a resistência à fadiga. Como um exemplo indicativo, as Figuras 5 e 6 mostram que a resistência à fadiga mínima para 100.000 ciclos é de 1.000 MPa para uma chapa de aço laminada à quente que tem um limite de elasticidade de pelo menos 760 MPa e uma razão de elasticidade mínima de 0,9, com base em uma microestrutura essencialmente ferrítica de fase única, que é uma precipitação reforçada com precipitados de carbureto compósito contendo Mo, V e, opcionalmente, Nb conforme a presente invenção.
EXEMPLO - SÉRIE 2 [0071] Os aços 2A a 2K que têm composições químicas mostradas na Tabela 4 foram laminados a quente sob as condições apresentadas nas Tabelas 5 e 6 que produzem chapas de aço 1 a 66 com laminação a quente até uma espessura final de cerca de 3,0 a 3,5 mm. A taxa de resfriamento na mesa de execução foi de 50 °C/s para todas as chapas de aço laminadas a quente listadas nas Tabelas 5 e 6. As chapas de aço laminadas a quente foram preservadas antes da realização de testes (testes de tração, testes de expansão de orifícios, tes
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25/34 tes de flexibilidade e testes de fadiga). Em alguns casos, as chapas de aço foram suavemente refinadas antes da realização de testes para remover a aspereza de superfície a partir da laminação a quente. [0072] As propriedades de tração de chapas de aço 1 a 66 são mostradas nas Tabelas 5 e 6. Os testes de tração e testes de expansão de orifícios foram executados exatamente no mesmo modo conforme revelado no Exemplo - Série 1. As razões de expansão de orifícios de chapas de aço 1 a 61 são mostradas na Tabela 5.
Tabela 4
Aço Composição química (1 / 1.000 % em peso) Razão Atômica
C Si Mn P S Al N Mo Ti Nb V A B
2A 20 22 1.320 16 5 34 4 150 - 27 85 2,115 0,798
2B 24 19 1.260 14 6 41 4 150 - 54 39 1,456 1,161
2C 37 31 1.560 14 5 44 3 240 - 27 160 1,926 0,729
2D 48 20 1.610 14 6 40 4 250 - 54 180 1,681 0,633
2E 89 22 1.600 14 5 56 5 500 - 27 260 1,431 0,966
2F 96 26 1.560 15 6 50 4 510 - 56 250 1,354 0,964
2G 44 100 1.590 0 2 10 17 240 - 30 164 1,650 0,706
2H 45 110 1.610 1 1 45 16 260 - 55 106 1,436 1,014
2I 64 100 1.580 2 2 46 2 260 - 31 214 1,359 0,597
2J 87 190 1.580 1 2 6 17 480 - 30 275 1,480 0,874
2K 92 200 1.590 1 2 38 15 500 - 56 224 1,333 1,042
0073] Inúmeras chapas de aço também foram submetidas a testes de flexibilidade. Os ângulos de flexão foram determinados com o uso de um dispositivo de flexão de três pontos de acordo com o procedimento descrito na norma VDA 238-100. A norma especifica as condições de testes, ferramental, geometria e configurações experimentais, bem como avaliação de limite de flexão. A norma VDA 238100 também especifica um método para calcular o ângulo de flexão at. A fim de permitir uma comparação direta entre aços com espessuras diferentes, um fator de correção de espessura igual à raiz quadrada da
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26/34 espessura de materiais t é comumente usado. Os ângulos de materiais com espessuras diferentes de 1 mm são, então, recalculados com o uso da fórmula:
[0074] Durante o teste de flexão, a força exigida para deslocar a perfuração para forçar a flexão da chapa de aço é monitorada. Isso permite uma determinação da tensão máxima que foi alcançada durante o teste de flexão. Os ângulos de flexão medidos de chapas de aço 62 a 66 e a tensão máxima alcançada durante os testes de flexão são mostrados na Tabela 6. A realização de testes das chapas de aço foi feita em duas direções, isto é, paralela e perpendicular à direção de laminação. Os ângulos de flexão relatados na Tabela 6 são os valores recalculados at = 1 mm baseados nos ângulos de flexão medidos de acordo com VDA 238-100.
[0075] A microestrutura foi identificada usando-se microscopia óptica para identificar os constituintes de fase na microestrutura e para medir a fração total de cementita e/ou perlita.
[0076] A microscopia óptica e análise de TEM/EDX mostraram que as chapas de aço 1 a 66 de exemplos dessa invenção têm uma microestrutura de ferrita substancialmente de fase única com uma fração de ferrita não menor do que 97%,isenta de precipitados ou inclusões à base de titânio, e compreendem carburetos compósitos contendo Nb e/ou V com Mo precipitado na dita microestrutura.
[0077] A microestrutura de ferrita substancialmente de fase única de chapas de aço 1 a 66 reforçada com uma alta densidade de carburetos compósitos para fornecer resistência suficiente à microestrutura de ferrita dúctil acomoda excelente formabilidade em termos de capacidade de expansão de orifícios e alongamento à tração, bem como flexibilidade. Isso é evidente a partir das propriedades de tração, razões de expansão de orifícios e ângulos de flexão relatados nas Tabe
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27/34 las 5 e 6 para chapas de aço 1 a 66.
[0078] Inúmeras chapas de aço foram testadas para resposta à fadiga mediante a construção de curvas de fadiga de S-N (Estresse (em MPa) como uma função de ciclos até a falha (Nf)) de acordo com os Métodos Britânicos Padrão de Teste de Fadiga Parte 1 (guia para os princípios gerais - BS 3518: Parte 1). As Curvas de S-N foram determinadas com base em um teste de fadiga uniaxial com uma razão de carga máxima (valor R) de -1. Em uma tentativa de investigar tanto quanto for possível a resposta à fadiga da microestrutura sem interferência da aspereza de superfície na resposta à fadiga, as amostras foram polidas antes do teste de fadiga. Para a composição 2G, foi testada uma chapa de aço bobinada a 630°C na resposta à fadiga. Para a composição I, foram testadas duas chapas de aço na resposta à fadiga, isto é, uma chapa de aço bobinada a 600°C (amostra I-600) e uma chapa de aço bobinada a 630 C (amostra I-630). As condições de laminação a quente e as propriedades de tração de todas as três amostras são apresentadas na Tabela 7. A Figura 7 mostra as curvas de SN que correspondem às chapas de aço 2G-630, 2I-600 e 2I-630. Os dados plotados na Figura 7 mostram que, independente do alongamento de alta tração em combinação com a alta capacidade e/ou flexão de expansão de orifícios, a microestrutura de ferrita substancialmente de fase única de chapas de aço de exemplos dessa invenção também fornece excelente resistência à fadiga. Os dados na Figura 7 consistem com aqueles de HR-F800 na Figura 5.
EXEMPLO - SÉRIE 3 [0079] Os aços 3A e 3B que têm composições químicas mostradas na Tabela 8 foram laminados a quente sob as condições apresentadas na Tabela 9 produzindo chapas de aço 1 a 8 com laminação a quente a uma espessura final de cerca de 3,0 a 3,5 mm. Foram usadas duas taxas de resfriamento diferentes na mesa de execução, isto é, 50 e
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100°C/s. As chapas de aço laminadas a quente foram conservadas antes do teste de tração e do teste de expansão de orifícios. Em alguns casos, as chapas de aço foram suavemente esmerilhadas antes do teste para remover a aspereza de superfície da laminação a quente.
Tabela 8.
Aço Composição química (1 / 1.000 % em peso) Razão Atômica
C Si Mn P S Al N Mo Ti Nb V A B
3A 60 106 1.740 3 1 17 1 150 - 58 218 1,294 0,319
3B 51 102 1720 2 2 9 15 150 - 58 217 1,518 0,320
[0080] O teste de tração e de expansão de orifícios das amostras foi realizado com desbaste superior e foi executado exatamente da mesma forma revelada nos Exemplos 1 e 2. As propriedades de tração de chapas de aço 1 a 8 são mostradas na Tabela 9. As razões de expansão de orifícios de chapas de aço 1 a 8 são mostradas na Tabela 9.
[0081] A microscopia óptica mostrou que as chapas de aço 1 a 8 de exemplos dessa invenção têm uma microestrutura de ferrita substancialmente de fase única com uma fração de ferrita não menor do que 97%, isenta de precipitados ou inclusões à base de titânio e compreendem carburetos compostos contendo Nb e/ou V com Mo precipitados na dita microestrutura.
[0082] A microestrutura de ferrita substancialmente de fase única de chapas de aço 1 a 8 reforçadas com uma alta densidade de carburetos compostos para fornecer resistência suficiente para a microestrutura de ferrita dúctil,acomoda excelente formabilidade em termos de alongamento de tração, capacidade de expansão de orifícios conforme fica evidente a partir das propriedades de tração e razões de expansão de orifícios na Tabela 9 para chapas de aço 1 a 8.
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Tabela 2.
Chapa Aço Condições de laminação a quente Propriedades de Tração (1) λ(3) (%) Estrutura (4) Exemplo
RHT (°C) FRT (°C) CT (°C) Espessura (mm) YS (MPa) UTS (MPa) El (%) Calibre(2) (mm)
1 A 1.200 935 650 3,2 630 712 18,2 3,2 110 F da Invenção
2 B 1.220 890 630 3,3 555 598 24,2 2,7* 100 F da Invenção
3 C 1.220 895 630 3,4 596 636 22,6 2,5* 102 F da Invenção
4 D 1.220 900 630 3,4 623 689 22,8 2,8* 83 F da Invenção
5 E 1.220 910 630 3,4 625 688 23,3 2,8* 79 F da Invenção
6 F 1.220 910 630 3,4 859 917 18,8 2,8* 67 F da Invenção
7 G 1.220 895 630 3,3 882 940 17,8 2,8* 48 F da Invenção
8 H 1.220 920 630 3,4 701 766 21,0 2,8* 75 F da Invenção
9 H 1.220 935 630 3,4 696 765 21,5 3,0* 75 F da Invenção
10 H 1.220 915 600 3,4 684 758 19,8 3,1* 86 F da Invenção
11 H 1.220 920 600 3,5 682 759 19,9 3,0* 86 F da Invenção
12 I 1.220 925 630 3,6 937 1.002 17,9 3,0* 37 F da Invenção
13 I 1.220 930 630 3,5 945 1.009 18,3 3,1* 37 F da Invenção
14 I 1.220 915 600 3,5 861 1.032 16,3 3,1* 37 F da Invenção
15 I 1.220 930 600 3,4 802 1.014 16,2 3,0* 37 F da Invenção
16 J 1.220 920 650 3,6 536 610 23,3 3,6 86 F+C+P Comparativo
17 K 1.200 910 600 2,9 570 667 21,0 2,9 77 F+C+P Comparativo
18 L 1.200 905 650 3,5 572 625 25,4 3,5 65 F+C+P Comparativo
19 L 1.200 915 600 3,1 601 659 19,4 3,1 59 F+C+P Comparativo
20 M 1.200 935 650 3,5 492 556 26,8 3,5 99 F+C+P Comparativo
21 M 1.200 925 600 3,1 545 609 20,6 3,1 76 F+C+P Comparativo
22 N 1.200 915 650 3,0 510 560 25,2 3,0 84 F+C+P Comparativo
23 N 1.200 900 600 3,1 532 592 24,2 3,1 60 F+C+P Comparativo
24 O 1.220 905 600 3,6 1003 1052 17,5 3,5 22 F Comparativo
(1) Com base na peça de teste de tração N° 5 JIS (50x25 mm) e no teste paralelo à direção de laminação.
(2) Espessura da peça de teste de tração. No caso de a espessura da peça de teste de tração ser menor do que aquela da chapa de aço laminada dessa forma (indicado com
*), a peça de teste de tração foi levemente esmerilhada para remover aspereza de superfície.
(3) Razão de expansão de orifício: orifício perfurado com diâmetro de 10 mm, desbaste superior.
(4) A estrutura é designada predominantemente como ferrita (F) se a fração de ferrita for de 97% ou mais. E estrutura é designada como ferrita com cementita e pearlita (F+C+P) se a fração total de cementita e pearlita for maior do que 3%.
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Tabela 3.
Chapa Aço YS(1) (MPa) UTS(1) (MPa) Tamanho de grão (2) (pm) Reforço de precipitação(3) (MPa) Estrutura(4) Exemplo
1 A 630 712 4,06 224 F da Invenção
2 B 555 598 3,42 152 F da Invenção
3 C 596 636 2,98 169 F da Invenção
4 D 623 689 3,32 204 F da Invenção
5 E 625 688 3,43 203 F da Invenção
6 F 859 917 2,20 353 F da Invenção
7 G 882 940 2,02 360 F da Invenção
8 H 701 766 3,26 272 F da Invenção
9 H 696 765 3,11 260 F da Invenção
10 H 684 758 2,83 233 F da Invenção
11 H 682 759 2,95 238 F da Invenção
12 I 937 1.002 2,49 453 F da Invenção
13 I 945 1.009 2,63 470 F da Invenção
14 I 861 1.032 1,67 300 F da Invenção
15 I 802 1.014 2,19 295 F da Invenção
16 J 536 610 4,34 138 F+C+P Comparativo
17 K 570 667 4,11 170 F+C+P Comparativo
18 L 572 625 2,91 118 F+C+P Comparativo
19 L 601 659 1,55 28 F+C+P Comparativo
20 M 492 556 3,63 69 F+C+P Comparativo
21 M 545 609 1,91 13 F+C+P Comparativo
22 N 510 560 3,32 78 F+C+P Comparativo
23 N 532 592 2,95 82 F+C+P Comparativo
24 O 1003 1052 1,94 475 F Comparativo
(1) Com base na Deca de teste de tração N° 5 JIS (50x25 mm) e no teste paralelo à direção de laminação. (2) Tamanho médio eficaz de grão, em número, a % de espessura conforme medido por EBSD em corte trans- versal longitudinal. (3) Contribuição estimada de reforço de precipitação (σρ) para o limite de elasticidade (ay) com o uso da seguin- te equação:
σρ = σγ- σο - ass - 17,4xd-1/2 (d: diâmetro de grão de ferrita em mm), com σο igual a 53,9 MPa e reforço de solução sólida σ33 de acordo com: σ33 = 32[%Mn] + 83[%Sí] + 11 [%Mo] + 678[%P] + 354[%Nf] presumindo-se que a quantidade de Nf % de nitrogê-
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31/34 nio livre (solúvel) é insignificante.
(4) A estrutura é designada predominantemente como ferrita (F) se a fração de ferrita for de 97% ou mais. A estrutura é designada como ferrita com cementita e pearlita (F+C+P) se a fração total de cementita e pearlita for maior do que 3%.
Tabela 5.
Chapa Aço Condições de laminação a quente Propriedades de tração (1) λ(3) (%) Estrutura^ Exemplo
RHT (°C) FRT (°C) CT (°C) YS (MPa) UTS (MPa) El (%) Calibre(2) (mm)
1 2A 1.220 875 600 581 624 22,1 3,2 90 F da Invenção
2 2A 1.220 895 600 563 622 21,2 3,0 112 F da Invenção
3 2A 1.220 900 600 558 611 23,3 3,6 103 F da Invenção
4 2A 1.220 910 630 556 615 22,2 3,0 131 F da Invenção
5 2A 1.220 900 630 546 610 23,5 3,1 101 F da Invenção
6 2A 1.220 915 630 548 598 24,7 3,5 120 F da Invenção
7 2B 1.220 910 600 586 649 20,4 3,2 121 F da Invenção
8 2B 1.220 900 600 601 655 19,9 3,1 95 F da Invenção
9 2B 1.220 910 600 589 636 20,6 3,7 90 F da Invenção
10 2B 1.220 915 630 583 635 22,2 3,0 93 F da Invenção
11 2B 1.220 915 630 587 635 22,0 3,0 90 F da Invenção
12 2B 1.220 915 630 575 621 22,1 3,6 116 F da Invenção
13 2C 1.220 900 600 647 755 18,5 3,1 87 F da Invenção
14 2C 1.220 920 600 633 741 19,8 3,1 87 F da Invenção
15 2C 1.220 895 600 622 722 18,9 3,6 84 F da Invenção
16 2C 1.220 905 630 674 747 19,8 3,1 92 F da Invenção
17 2C 1.220 920 630 666 748 19,7 3,0 84 F da Invenção
18 2C 1.220 910 630 651 719 19,4 3,6 96 F da Invenção
19 2C 1.220 885 650 648 719 21,7 3,3 87 F da Invenção
20 2C 1.220 920 650 640 718 21,0 3,0 90 F da Invenção
21 2D 1.220 900 600 757 834 19,3 3,3 50 F da Invenção
22 2D 1.220 900 600 730 823 18,2 3,2 60 F da Invenção
23 2D 1.220 905 600 729 811 18,9 3,7 72 F da Invenção
24 2D 1.220 925 630 746 822 18,8 3,2 62 F da Invenção
25 2D 1.220 925 630 739 813 19,1 3,2 61 F da Invenção
26 2D 1.220 925 630 728 797 18,7 3,6 66 F da Invenção
27 2D 1.220 920 650 697 778 20,3 3,1 78 F da Invenção
Petição 870190059120, de 26/06/2019, pág. 34/46
32/34
28 2D 1.220 915 650 701 783 20,6 3,0 66 F da Invenção
29 2D 1.220 915 650 690 768 19,2 3,5 70 F da Invenção
30 2E 1.220 920 630 920 979 17,8 3,2 41 F da Invenção
31 2E 1.220 920 630 919 984 17,2 3,3 51 F da Invenção
32 2E 1.220 905 630 892 948 18,1 3,6 59 F da Invenção
33 2E 1.220 900 650 835 896 18,0 3,3 52 F da Invenção
34 2E 1.220 905 650 816 885 18,1 3,3 65 F da Invenção
35 2E 1.220 895 650 844 903 19,2 3,7 70 F da Invenção
36 2F 1.220 925 630 915 983 17,9 3,2 40 F da Invenção
37 2F 1.220 910 630 916 976 18,0 3,3 36 F da Invenção
38 2F 1.220 930 630 902 964 18,2 3,7 48 F da Invenção
39 2F 1.220 900 650 810 888 17,9 3,2 47 F da Invenção
40 2F 1.220 900 650 824 895 19,0 3,1 52 F da Invenção
41 2F 1.220 925 650 804 884 18,8 3,7 45 F da Invenção
42 2G 1.220 900 600 784 832 17,4 2,9 92 F da Invenção
43 2G 1.220 915 600 771 828 17,2 3,0 80 F da Invenção
44 2G 1.220 885 630 786 822 20,3 3,2 84 F da Invenção
45 2G 1.220 875 630 785 825 19,4 3,1 90 F da Invenção
46 2H 1.220 870 600 747 794 20,2 3,1 60 F da Invenção
47 2H 1.220 880 600 752 801 20,5 3,3 68 F da Invenção
48 2H 1.220 890 630 771 803 20,3 3,0 80 F da Invenção
49 2H 1.220 895 630 769 802 19,9 2,9 91 F da Invenção
50 2I 1.220 890 600 712 811 19,6 3,0 119 F da Invenção
51 2I 1.220 890 630 780 843 18,6 3,0 101 F da Invenção
52 2I 1.220 885 650 701 771 19,9 3,0 117 F da Invenção
53 2I 1.220 865 650 710 787 16,6 2,9 123 F da Invenção
54 2J 1.220 910 600 935 1.022 15,9 3,0 99 F da Invenção
55 2J 1.220 915 600 966 1.022 16,1 3,0 58 F da Invenção
56 2J 1.220 890 630 940 983 18,4 3,3 49 F da Invenção
57 2J 1.220 910 630 944 986 16,1 3,1 54 F da Invenção
58 2K 1.220 890 600 887 997 17,1 3,4 41 F da Invenção
59 2K 1.220 915 600 917 1019 16,5 2,9 79 F da Invenção
60 2K 1.220 915 630 925 966 18,5 3,2 69 F da Invenção
61 2K 1.220 890 630 936 967 18,5 3,2 61 F da Invenção
(1) - (4 consultar observações abaixo da Tabela 2.
Petição 870190059120, de 26/06/2019, pág. 35/46
33/34
Tabela 6.
Chapa O o < Condições de laminação a quente Propriedades de tração (1) Flexão (5·6) Estrutura(4) Exemplo
RHT (°C) FRT(°C) CT(°C) YS(MPa) UTS (MPa) El(%) E E. cs Φ CV O Paralelo à Direção de Laminação Perpendicular à Direção de Laminação
Tensão Ângulo tensão ângulo
62 2G 1.220 920 600 771 826 16,7 2,9 0,78 175 0,86 170 F Da Invenção
63 2H 1.220 915 600 742 801 18,6 3,0 0,75 180 0,65 179 F da Invenção
64 2I 1.220 890 600 729 819 18,8 2,9 0,83 180 0,75 172 F Da Invenção
65 2J 1.220 905 600 979 1.044 13,7 3,0 0,77 153 0,56 169 F Da Invenção
66 2K 1.220 895 600 906 1.001 16,7 3,0 -- -- 0,65 156 F Da Invenção
(1), (2) e (4) consultar observações abaixo da Tabela 2.
(5) A flexão foi determinada de acordo com padrões VDA em chapas usinadas (aspereza de superfície de lami- nação a quente removida). O ângulo de VDA foi corrigido para 1 mm de espessura.
(6) Em caso de flexibilidade (Quer em termos de VDA), o eixo geométrico de deformação é paralelo à direção de laminação e o eixo geométrico de flexibilidade é perpendicular à direção de laminação. Em caso de flexibilidade perpendicular (Langs em termos de VDA), o eixo geométrico de deformação é perpendicular à direção de laminação e o eixo geométrico de flexibilidade é perpendicular à direção de laminação.
Tabela 7.
Chapa Aço Amostra Condições de laminação a quente Propriedades de Tração (1) Estrutura(4) Exemplo
RHT (°C) FRT (°C) CT (°C) YS (MPa) UTS (MPa) El (%) Calibre(2) (mm)
1 G G-630 1.220 890 630 782 824 19,4 3,0 F Da Inven- ção
2 I I-600 1.220 905 600 742 825 18,2 2,9 F da
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Invenção
3 I I-630 1.220 900 630 774 837 18,8 3,0 F da Invenção
(1), (2) e (4) consultar observações abaixo da Tabela 2.
Tabela 9.
Chapa Aço Condições de laminação a quente Propriedades de Tração 1) λ(3) (%) Estrutura(4) Exemplo
RHT (°C) FRT (°C) CR (°C) CT (°C) YS (MPa) UTS (MPa) El (%) Calibrei2) (mm)
1 3A 1.240 915 50 630 781 845 20,1 3,5 83 F Da Invenção
2 3A 1.240 930 50 630 787 847 17,4 2,9 113 F Da Invenção
3 3A 1.240 890 100 630 775 834 17,4 3,5 59 F Da Invenção
4 3A 1.240 910 100 630 800 851 14,5 3,1 65 F Da Invenção
5 3B 1.240 910 50 630 787 834 18,6 3,6 78 F Da Invenção
6 3B 1.240 920 50 630 798 853 18,4 3,2 63 F Da Invenção
7 3B 1.240 900 100 630 781 830 20,1 3,5 70 F da Invenção
8 3B 1.240 920 100 630 797 852 18,5 3,0 94 F Da Invenção
(1) - (4) consultar observações abaixo da Tabela 2.

Claims (13)

  1. reivindicações
    1. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência com uma excelente combinação de resistência à tração de pelo menos 550 MPa e formabilidade, sendo que consiste em peso, • no máximo 0,15% de C • no máximo 0,5% de Si • entre 0,5 e 2,0% de Mn • no máximo 0,06% de P • no máximo 0,008% de S • no máximo 0,1% de Al_sol • no máximo 0,02% de N • entre 0,02 e 0,45% de V • entre 0,05 e 0,7% de Mo • entre 0,01 e 0,058% de Nb • restante de Fe e impurezas inevitáveis, caracterizada pelo fato de que a chapa de aço laminada à quente de alta resistência tem uma microestrutura ferrítica de fase única e de precipitação reforçada, sendo que a fração de volume da fase de ferrita na dita microestrutura não é menor do que 97% e a fração total de perlita e cementita não é maior que 3%, e onde os precipitados na dita microestrutura consistem em precipitados de carburetos compósitos contendo Mo, V e Nb, e onde a chapa de aço laminada à quente de alta resistência tem, uma resistência à tração de pelo menos 580 MPa e uma razão de expansão de orifícios de 90% ou mais, ou uma resistência à tração de pelo menos 750 MPa e uma razão de expansão de orifícios de 60% ou mais, ou uma resistência à tração de pelo menos 980 MPa e uma razão de expansão de orifícios de 30% ou mais.
    Petição 870190059120, de 26/06/2019, pág. 38/46
  2. 2/4
    2. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que os precipitados consistem em carburetos compósitos contendo Mo e V e Nb.
  3. 3. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que os precipitados consistem em precipitados finos de carburetos compósitos contendo Mo e V e onde Nb está ausente dos precipitados finos de carburetos compósitos.
  4. 4. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, caracterizada pelo fato de que o aço consiste em, • pelo menos 1,2% de Mn e/ou • pelo menos 0,02% de Al_sol e/ou • pelo menos 0,04% de V e/ou • pelo menos 0,1% de Mo, e/ou • pelo menos 0,02% de C e/ou • pelo menos 0,002% de N.
  5. 5. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizada pelo fato de que a microestrutura é isenta de precipitados à base de titânio ou inclusões à base de titânio.
  6. 6. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, caracterizada pelo fato de que os teores de C, Nb, V e Mo representados em peso satisfazem a equação:
    θ 8 < (M/93) + (K/51) + (Àfo/96) < £ £ (C/12)
  7. 7. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 6, caracterizada pelo fato de que os teores de Nb, V e Mo representados em peso satisfa
    Petição 870190059120, de 26/06/2019, pág. 39/46
    3/4 zem a equação,
    0,25 <----Ckfo/96)----< 2io (M/93) + (K/51)
  8. 8. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 7, caracterizada pelo fato de que os teores de C, N, Nb, V, Mo e Al representados em peso satisfazem a equação:
    θ 8 < (M/93) + (K/51) + (Àfo/96) + (^//27) < ? 2 (C/12) + GV/14)
  9. 9. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência, de acordo com a reivindicação 8, caracterizada pelo fato de que os teores de Al e N representados em peso satisfazem a equação, (-4//27) (7V/14) e onde a microestrutura também consiste em, além dos precipitados de carbureto compósito, precipitados de nitreto e/ou carbonitreto contendo V e, opcionalmente, Nb.
  10. 10. Chapa de aço laminada à quente de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 9, caracterizada pelo fato de que a chapa de aço tem um revestimento plaqueado à base de zinco sobre a superfície.
  11. 11. Método de fabricação de uma chapa de aço laminada à quente de alta resistência, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 10, que consiste na etapa de laminar a quente uma placa de aço que consiste em no máximo 0,15% de C, no máximo 0,5% de Si, entre 0,5 e 2,0% de Mn, no máximo 0,06% de P, no máximo 0,008% de S, no máximo 0,1% de Sol. Al, no máximo 0,02% de N, entre 0,02 e 0,45% de V, entre 0,05 e 0,7% de Mo, entre 0,01 e 0,058% de Nb e o restante de Fe e impurezas inevitáveis e finalizar a dita laminação a quente a uma temperatura de laminação a quente de finali
    Petição 870190059120, de 26/06/2019, pág. 40/46
    4/4 zação de ponto de transformação de Ar3 ou mais, e resfriar a chapa de aço laminada à quente na faixa de temperatura entre 700 e 585°C, caracterizado pelo fato de que a chapa de aço laminada à quente de alta resistência consiste numa microestrutura ferrítica de fase única e de precipitação reforçada, sendo que a fração de volume da fase de ferrita na dita microestrutura não é menor do que 97% e a fração total de perlita e cementita não é maior que 3%, e onde os precipitados na dita microestrutura consiste em precipitados de carburetos compósitos contendo Mo, V e Nb, e com uma resistência à tração de pelo menos 550 Mpa, sendo que a chapa de aço laminada à quente de alta resistência tem uma resistência à tração de pelo menos 580Mpa e uma razão de expansão de orifício de pelo menos 90%, ou uma resistência à tração de 750 MPa e uma razão de expansão de orifícios de pelo menos 60%, ou uma resistência à tração de pelo menos 980 MPa e uma razão de expansão de orifícios de pelo menos 30%.
  12. 12. Método, de acordo com a reivindicação 11, caracterizado pelo fato de que a chapa de aço laminada à quente é resfriada à temperatura de bobinamento a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s a 150°C/s.
  13. 13. Método, de acordo com a reivindicação 11 ou 12, caracterizado pelo fato de que consiste em adicionalmente aplicar um plaqueamento à base de zinco à superfície da chapa de aço laminada à quente de alta resistência.
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