BR112015000178B1 - Processo para produzir tira de aço laminado a quente e tira de aço laminado a quente - Google Patents

Abstract

resumo patente de invenção: "processo para produção de tira de aço laminada a quente e uma tira de aço produzida com o mesmo". a presente invenção refere-se a um processo para produzir tira de aço laminada a quente com uma resistência à tração entre 760 e 940 mpa e um aço produzido com o mesmo, sendo adequado para produzir peças através do funcionamento como conformação à prensa viradeira, dobramento ou flangeamento por estiramento.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "PROCESSO PARA PRODUZIR TIRA DE AÇO LAMINADO A QUENTE E TIRA DE AÇO LAMINADO A QUENTE".

[0001] A invenção refere-se a um processo para produzir tira de aço laminado a quente com uma resistência à tração entre 760 e 940 MPa e uma tira de aço produzida com o mesmo, sendo adequado para produzir partes ao funcionar como, sem limitação, conformação à prensa viradeira, dobramento ou flangeamento por estiramento.

[0002] Deseja-se a melhora da conformabilidade sob resistência elevada para mercados em ampliação. Na indústria automotiva em particular, onde a legislação se dirige aos aperfeiçoamentos em economia de combustível e segurança, há um movimento em direção aos aços mais fortes, formáveis, com alta resistência. O aço em tira com resistência alta ou ultra-alta fornece potencial aos fabricantes automotivos para reduzir o peso de estruturas de veículo e a oportunidade para contrabalançar aumenta surgindo da mudança para veículos elétricos e híbridos. Adicionalmente, os aços com resistência alta e ultraalta exercem um papel crucial na determinação do desempenho e resistência à colisão de veículos de passageiro modernos.

[0003] Nos anos recentes os denominados Aços multifásicos foram desenvolvidos para satisfazer as exigências de alta resistência e conformabilidade. Tais aços, inclusive Aços Dual Phase (DP) (que compreendem ferrita e Martensita) e Aços de Plasticidade Induzida por Transformação (TRIP) (que compreendem Ferrita, Bainita e Austenita Retida) apresentam alongamentos totais e altamente uniformes em altas resistências.

[0004] O documento US7699947 B2 revela um aço que tem uma estrutura bainítica-martensítica que é produzida através de laminação a quente e bobinagem abaixo de Ms, que resulta em limites de resistência à tração além de 950 MPa.

[0005] O documento EP0747496-A1 revela um aço dual phase (DP) que tem uma estrutura ferrítica-martensítica que é produzido através de laminação a quente e bobinagem abaixo de Ms.

[0006] Muito embora, para muitas aplicações, o alongamento por tensão possa ser considerado um indicador chave de conformabilida-de, outros parâmetros podem ser cruciais para algumas rotas de formação e de desempenho em serviço. Em particular, a alta ductilidade de borda estirada (expansividade de furo) pode ter importância crucial para amplas aplicações na carcaça da carroceria sem pintura e chassi e suspensão. As microestruturas multifásicas convencionais, como aquelas encontradas em aços DP e TRIP, que compreendem misturas de fases duras e suaves enquanto apresentam alongamento por tensão alta geralmente têm desempenho ruim em testes de ductilidade de borda estirada.

[0007] Foram dedicados esforços mais recentes a desenvolver novas classes de aço para os quais a ductilidade de borda estirada é significantemente melhorada. Tais aços, inclusive Aços Ferríticos Na-noprecipitados, Aços de fases complexas (CP) e denominados AHSS de terceira Geração, são projetados para encontrar um equilíbrio melhor entre a ductilidade por tensão e ductilidade de borda estirada. Os aços de fases complexas (CP) são os mais explorados comercialmente desses variantes tanto em condições de recozimento de laminação a frio e de laminação a quente.

[0008] As microestruturas de aços de fases complexas (CP) compreendem Ferrita com Bainita e Martensita. Tais estruturas exibem ductilidade de borda estirada muito melhorada em comparação com os aços DP, embora à custa de alguma ductilidade por tensão. No entanto, em alguns cenários a troca de ductilidade por tensão por ductilida-de de borda estirada é garantida. Os exemplos incluem peças formadas à laminação em que se exige a capacidade de dobramento ao in vés da capacidade de estiramento, peças formadas a partir de esboços em que furos foram pré-perfurados, peças para que o projeto leve à alta deformação de borda durante a conformação à prensa viradeira. [0009] Os aços de fases complexas (CP) também exigem, geralmente, tensões de escoamento mais elevados antes da formação do que os aços DP ou TRIP exibem. As altas razões de rendimento antes da formação também podem ser vantajosas com relação ao controle de formato na formação por laminação, em que se alcança a resistência desejada nas peças formadas que são submetidas à deformação limitada e em que se alcança a resistência uniforme por todo um componente formado. O alto tensão de escoamento também pode ser benéfico em colisões. O alto tensão de escoamento e a maior uniformidade da microestrutura também podem ser benéficos em termos de desempenho de fadiga que tem importância específica nas aplicações em chassi e suspensão.

[0010] A natureza complexa dos aços de CP demanda o controle rígido do processo. As três fases devem ser formadas na mesa de saída ou na bobina. A falha para alcançar os padrões de resfriamento complexos exigidos pode levar a uma variação inaceitável em propriedades mecânicas de bobina para bobina e dentro de uma bobina. Os produtos químicos que são insensíveis às variações de processo e que possibilitam as propriedades consistentes de bobina para bobina e dentro de uma bobina são uma exigência chave para a produção de aços de CP comerciais.

[0011] O objeto da invenção é fornecer um método para produção de tira de aço laminado a quente com uma resistência à tração entre 760 e 940 MPa.

[0012] Também um objeto é produzir uma tira de aço laminado a quente com uma resistência à tração entre 760 e 940 MPa.

[0013] Também um objeto é fornecer uma tira de aço laminado a quente com um alto tensão de escoamento e uma microestrutura uniforme e boas propriedades de expansividade de furo.

[0014] Um ou mais dos objetos da invenção é (são) alcançado(s) por um processo para produção de tira de aço laminado a quente com uma resistência à tração entre 760 e 940 MPa e uma razão de expansão de furo de pelo menos 50%, sendo que o aço tem uma microestrutura final que compreende ferrita, bainita e pelo menos 3% de marten-sita, em que o volume total da fase de ferrita e da fase de bainita não é menor do que 80%, sendo que opcionalmente também martensita re-venida, austenita retida e/ou carboneto fino tem um diâmetro médio de não mais do que 30 nm e em que a microestrutura não contém perlita e/ou Fe3C grosseiro compreende, % em peso: 0,07 a 0,15% de C; 0,65 a 1,30% de Mn; 0,6 a 1,4% de Cr; 0,005 a 0,35% de Si; 0,03% de P ou menos; até 0,05% de S; até 0,001% de B; 0,07 a 0,2% de Ti; 0,003 a 0,6% de Al; até 0,01% de N;

[0015] Opcionalmente cálcio em uma quantidade consistente com um tratamento de cálcio para controle de inclusão de MnS ou terras raras em uma quantidade consistente com um tratamento para controle de inclusão de MnS; o restante de ferro e impurezas inevitáveis associadas ao processo de fabricação de aço; sendo que o processo compreende: fornecer uma placa de aço ou tira espessa da dita composi ção, sendo tratado opcionalmente com cálcio através de: o lingotamento contínuo, ou o através de lingotamento de placa laminada a quente delgada, ou o através de lingotamento em cinta, ou o através de lingotamento de tira; opcionalmente seguido por reaquecer a placa ou tira de aço em uma temperatura de reaquecimento de no máximo 1.300°C; laminar a quente a placa laminada a quente ou tira espessa e finalizar o processo de laminação a quente em uma temperatura de finalização de laminação a quente acima de Ar3 para que o aço ainda seja austenítico durante a última passe de laminação a quente; resfriar a tira laminada a quente por meio de resfriamento contínuo ou resfriamento interrompido em uma taxa de resfriamento de pelo menos 20°C/s para uma temperatura de bobinagem entre Ms e Bs.

[0016] As modalidades preferidas são reveladas nas concretizações.

[0017] Em uma modalidade, o aço compreende: no máximo 0,13% de C e/ou; pelo menos 0,75% de Mn e/ou; no máximo 0,95% de Mn e/ou; pelo menos 0,1% de Si e/ou; até 0,01% de S e/ou; pelo menos 0,08% de Ti e/ou; no máximo 0,15% de Ti e/ou; no máximo 0,005% de N.

[0018] Os componentes químicos serão descritos agora. Consequentemente, a expressão "%" usada ao longo do documento na descrição seguinte com relação à composição química significa percentual em peso (% em peso).

[0019] O carbono (C) fornece temperabilidade e endurecimento por solução sólida. O C forma carbonetos que contêm Ti que são finamente precipitados na matriz de ferrita para transmitir uma alta resistência à chapa de aço. Também, o C garante temperabilidade suficiente para possibilitar a formação de martensita. No entanto, se a quantidade de C for menor do que 0,07%, a martensita não se forma. Se a quantidade de C exceder 0,15%, então, a formação excessiva de martensita à custa da bainita é promovida e a flangeabilidade de esti-ramento e capacidade de solda por ponto pioram. A adição de carbono deve ser menos do que 0,15 %, preferivelmente menos do que 0,13 % de modo a garantir a capacidade de solda por ponto.

[0020] O manganês (Mn) fornece endurecimento por solução sólida suficiente, aumenta a temperabilidade e suprime a temperatura de transformação ferrítica e taxa de transformação ferrítica. O Mn preferivelmente não deve ser maior do que 1 % em peso, e preferivelmente não deve ser maior do que 0,95%. Os teores de Mn acima desse nível levam à retardação excessiva das taxas de crescimento de ferrita e, então, exigem a aplicação de uma parada de resfriamento na faixa de transformação ferrítica a fim de formar ferrita suficiente. O Mn também serve para suprimir a formação de cementita através da promoção da difusão de C na fase de austenita e serve para contribuir com a formação das fases de endurecimento.

[0021] No entanto, se o teor de Mn for menor do que 0,65%, o efeito de suprimir a formação de cementita não é suficiente. Também, se o teor de Mn exceder 1,30%, a segregação se torna proeminente para diminuir a trabalhabilidade do aço. Um valor máximo adequado para Mn é 1,0% [0022] O silício (Si) fornece endurecimento por solução sólida sig-nificante e retarda a formação de cementita e perlita, suprimindo, as sim, a formação de carboneto grosseiro e intensificando a expansibili-dade de furo. Nesse sentido, é desejável que o aço contenha não menos do 0,005% de Si, e preferivelmente não menos do que 0,1%. Preferivelmente, o Si deve ser maior do que 0,4% em peso para impedir que formação de perlita na produção industrial. No entanto, se Si for adicionado em uma quantidade que excede 0,8%, as propriedades da superfície da chapa de aço são prejudicadas e a propriedade de ele-trodeposição da chapa de aço é adversamente afetada. Além do mais, a fricção durante a laminação a quente pode se tornar uma questão séria em altos níveis de silício. Se as propriedades de eletrodeposição e/ou as forças de laminação forem de maior importância do que a formação de perlita, um valor máximo adequado para Si é 0,35%.

[0023] O fósforo (P) é eficaz para promover o endurecimento por solução sólida, mas também faz com que a flageabilidade por estira-mento do aço seja reduzida como um resultado da segregação de contornos de grão. Ademais, P pode levar à fragilização em temperaturas de regime quentes. Por essas razões, a quantidade de P deve ser tão baixa quanto possível. O teor de fósforo máximo tolerável é 0,03% ou menos.

[0024] O enxofre (S) forma, potencialmente um sulfeto de Ti ou de Mn e, então, faz com que a quantidade eficaz de Ti e de Mn seja diminuída. Além disso, as inclusões de MnS, especialmente se alongadas durante o trabalho a quente, podem levar a uma redução significante de expansibilidade de furo. Sendo essa a situação, o teor de S deve ser tão baixo quanto possível e ser no máximo 0,05% ou menos, preferivelmente no máximo 0,01% ou ainda mais preferivelmente no máximo 0,005%.

[0025] O alumínio (Al) é adicionado para fins de desoxidação antes da lingotamento. O excesso de Al pode ser adicionado para complementar a adição de Si, uma vez que o mesmo tem efeitos compará veis na formação de carboneto. A adição de Al pode ser usada para acelerar a transformação bainítica. Um valor mínimo adequado é 0,03%.

[0026] O titânio (Ti) fornece endurecimento por precipitação e refino de grãos através da formação de carboneto de compósito fino e, então, é um dos elementos mais importantes na presente invenção. No entanto, se o teor de Ti for menor do que 0,07%, os precipitados finos de carboneto de compósito não se formam em uma quantidade suficientemente grande de modo a tornar difícil obter uma alta resistência não menor do que 760 MPa com uma alta estabilidade. Por outro lado, onde Ti é adicionado em uma quantidade que excede 0,20%, os carbonetos de compósito formados são tornados grosseiros para diminuir a resistência da chapa de aço. Um valor máximo adequado é 0,15%.

[0027] A quantidade de nitrogênio (N), que é acoplada ao Ti para formar um nitreto relativamente grosseiro, desse modo, diminuindo a quantidade de Ti eficaz e, consequentemente, diminuindo a resistência enquanto leva a uma redução na expansibilidade de furo, deve ser tão baixa quanto possível. Portanto, o teor de nitrogênio máximo é 0,01% (100 ppm) ou menos, preferivelmente 0,005% ou menos.

[0028] Cr + Mn: Deve estar dentro da faixa 1,2 a 2,5 para garantir temperabilidade suficiente para formar uma estrutura que compreende ferrita, bainita e martensita sob condições de resfriamento industrialmente relevantes.

[0029] A invenção conforme reivindicada utiliza uma composição equilibrada que compreende adições médias de carbono, mas adições inferiores de Mn e superiores de Cr do que as encontradas em aços de CP comerciais. A substituição parcial de Mn por Cr mantém temperabi-lidade suficiente para alcançar o produto desejado, mas sem suprimir excessivamente a temperatura de transformação ferrítica e, conse quentemente, sem retardar o crescimento de ferrita. Tais produtos químicos balanceados são mostrados para apresentar microestruturas e propriedades em conformidade com as especificações de CP em uma faixa mais ampla de condições de resfriamento do que é possível para os produtos químicos comerciais ricos em Mn. A habilidade para produzir propriedades consistentes tanto com trajetórias de resfriamento contínuo quanto de resfriamento interrompido revela que os produtos químicos baseados em Cr são mais fortes à variação no processo e nas dimensões e que eles são, então, mais bem adequados para apresentar o produto consistente.

[0030] A invenção conforme reivindicada oferece um equilíbrio de exigências de conformabilidade introduzindo-se mais ferrita nas micro-estruturas de CP, mas de tal modo a limitar as heterogeneidades locais sob resistência, em que leva à intolerância de localização de deformação e aos danos. Isso pode ser feito por meio de uma combinação de refino de grão e endurecimento por precipitação com Ti. Adicionalmente, introduzir uma fração de martensita a fim de gerar um efeito de compósito que melhore o alongamento uniforme e total, mas o faz de tal modo a garantir que a martensita não faça interface com a ferrita e, portanto, não introduz heterogeneidades de escala de grãos responsáveis pela localização de deformação e pelos danos. Isso pode ser feito através da integração da martensita em uma terceira fase de bainita com resistência, que é intermediária entre ferrita e martensi-ta.

[0031] É essencial que a microestrutura compreenda ferrita, baini-ta e martensita. A mesma também compreende pequenas frações de martensita revenida, austenita retida e carboneto fino. A microestrutura pode não compreender Fe3C grosseiro e perlita à medida que esses componentes afetam adversamente as propriedades. Os carbonetos grosseiros no contexto dessa microestrutura não incluem os carbone- tos na bainita porque os mesmos são considerados como sendo carbonetos fino ou quaisquer carbonetos potencialmente formados em martensita revenida ou autorrevenida.

[0032] Preferivelmente, o volume total da fase de ferrita e da fase de bainita não é menor do que 80% e preferivelmente não é menor do que 90%. O volume da fase de martensita deve ser pelo menos 3% e preferivelmente pelo menos 5%.

[0033] O diâmetro médio de carboneto dos carbonetos finos é preferivelmente não maior do que 30 nm. Em que o diâmetro médio de carboneto não é maior do que 30 nm, os carbonetos contribuem mais efetivamente com o reforço da fase de ferrita para melhorar o equilíbrio entre a resistência e o alongamento uniforme e para melhorar a flage-abilidade por estiramento. Por outro lado, onde o diâmetro médio de carboneto excede 30 nm, o alongamento uniforme e a flageabilidade por estiramento da chapa de aço são diminuídos. Sendo tal situação, o diâmetro médio de partícula dos carbonetos de compósito é definido para não exceder 30 nm.

[0034] As condições de fabricação empregadas na presente invenção serão descritas agora.

[0035] A chapa de aço da presente invenção pode ser fabricada através de laminação a quente de uma placa laminada a quente que tem as composições químicas descritas acima. Todos os métodos de fabricação de aço geralmente conhecidos na técnica podem ser empregados para fabricar a chapa de aço da presente invenção e, assim, o método de fabricação de aço não precisa ser limitado. Por exemplo, é apropriado usar um conversor ou um forno elétrico no estágio de fusão, seguido por desempenhar um refino secundário usando-se um forno de degaseficação a vácuo. Se referindo ao método de lingota-mento, é desejável empregar um método de lingotamento contínuo em vista da produtividade e da qualidade do produto. Esse pode ser a lin- gotamento contínuo de placa laminada a quente espessa ou delgada, através da lingotamento em cinta ou lingotamento de tira.

[0036] Na presente invenção, é possível empregar o processo ordinário que compreende as etapas de fundir um aço derretido, resfriar uma vez o aço fundido para temperatura ambiente e reaquecer o aço de modo a submeter o aço a uma laminação a quente. Também é possível empregar um processo de laminação direto em que aço imediatamente depois da lingotamento ou o aço ainda mais aquecido depois da lingotamento para transmitir um calor adicional, seja laminado a quente. Em quaisquer desses casos, o efeito da presente invenção não é afetado. Ademais, na laminação a quente, é possível realizar o aquecimento depois da laminação bruta e antes da laminação de acabamento, para realizar uma laminação a quente contínua do material de laminação. Em quaisquer desses casos, o efeito da presente invenção não é prejudicado. A temperatura de reaquecimento da placa laminada a quente é no máximo 1.300, preferivelmente no máximo 1.250°C. A temperatura da laminação de acabamento no processo de laminação a quente deve ser escolhida tal que a microestrutura ainda é austenítica no momento da última passe da laminação no processo de laminação a quente.

[0037] Na chapa de aço da presente invenção, a transformação bainítica é utilizada para promover a geração da austenita retida e a fase de bainita é utilizada para aprimorar a resistência da chapa de aço. É apropriado ajustar a temperatura de bobinagem depois do processo de laminação a quente para entre o início da transformação bai-nítica (Bs) e o início da transformação martensítica (Ms). Se a temperatura de bobinagem exceder Bs, então, a cementita (Fe3C) é precipitada durante o resfriamento da tira bobinada e a perlita pode formar ambas das quais são prejudiciais para a conformabilidade. Se a temperatura de bobinagem for menor do que Ms, então a quantidade de martensita se torna muito grande e isso irá piorar a ductilidade de borda estirada. Bs e Ms são dependentes (dentre outros) da composição química, de modo geral, a temperatura de resfriamento será entre Bs -50°C e Ms ou preferivelmente Bs -80°C e Ms + 20°C onde as temperaturas de transformação importantes Bs e Ms são determinadas ou com o uso de técnicas dilatométricas ou com modelos metalúrgicos apropriados para a composição e as condições de processamento aplicadas. A fim de obter a microestrutura supramencionada da presente invenção, é desejável que a chapa de aço depois do estágio de lamina-ção a quente seja resfriada em uma taxa média de resfriamento de pelo menos 20°C/s. Se a taxa média de resfriamento depois da etapa de laminação a quente for menor do que 20°C/s, os grãos de ferrita e os grãos fortalecidos de precipitação contidos na fase de ferrita são alargados e engrossados para diminuir a resistência da chapa de aço. Portanto, é preferível que a taxa média de resfriamento não seja menor do que 30°C/s. Se a taxa média de resfriamento depois da etapa de laminação a quente for altíssima, então, se torna impossível gerar os grãos de ferrita e os carbonetos de reforço. Portanto, é preferível que a taxa média de resfriamento não seja maior do que 150°C/s.

[0038] Em uma modalidade, o processo de resfriamento inclui as etapas de resfriar a chapa de aço laminada a quente para uma região de temperatura que está dentro da faixa de 600 a 750°C, preferivelmente de pelo menos 630°C e/ou no máximo 670°C, em uma taxa média de resfriamento não menor do que 20°C/s, resfriar com ar a chapa de aço na faixa de temperatura de 600°C a 750° C (ou pelo menos 630°C e/ou no máximo 670°C) por 1 a 25 segundos, resfriar adicionalmente a chapa de aço para a temperatura de bobinagem em uma taxa média de resfriamento não menor do que 20°C/s e resfriar a chapa de aço na temperatura de bobinagem mencionada anteriormente. Esse é o denominado resfriamento escalonado ou resfriamento inter rompido na mesa de saída. Deve-se notar que, se a taxa média de resfriamento depois da etapa de laminação a quente for menor do que 20°C/s, os grãos de ferrita e os grãos de carboneto de compósito contidos na fase de ferrita são alargados e engrossados de modo a diminuir a resistência da chapa de aço. Ademais, se o resfriamento pelo ar for realizado por 1 a 25 segundos na faixa de temperatura de 600°C a 750°C (ou pelo menos 630°C e/ou no máximo 670°C) é possível promover a transformação ferrítica, promover a difusão de C na austenita não transformada e promover a precipitação fina de carbonetos na fer-rita formada. Se a temperatura do resfriamento pelo ar exceder 750°C, os precipitados são tornados muito grandes e grosseiros e o espaçamento de precipitado se torna grandíssimo. Por outro lado, se a temperatura de resfriamento pelo ar for menor do que 600°C, a precipitação de carboneto é adversamente afetada. Se o tempo do resfriamento pelo ar for mais longo do que 25 segundos, a transformação ferrítica prossegue de maneira excessiva, que resulta em um teor de bainita muito baixo. Também, se a taxa média de resfriamento depois do estágio de resfriamento pelo ar for menor do que 20°C/s, a perlita pode ser formada e isso é muito indesejável. Preferivelmente, o tempo de resfriamento pelo ar é no máximo 15 segundos, mais preferivelmente no máximo 10 segundos.

[0039] A chapa de aço laminada a quente produzida desse modo pode ser chapeada através de imersão a quente ou de eletrogalvani-zação de um modo convencional. Uma camada de chapeamento pode ser baseada em zinco, mas é possível que o chapeamento inclua os elementos de liga como, por exemplo, Mg, Al e Cr além do zinco.

[0040] De acordo com um segundo aspecto de um aço laminado a quente com uma resistência à tração entre 760 e 940 MPa e uma razão de expansão de furo de pelo menos 50% é fornecido, sendo que o aço tem uma microestrutura final que compreende ferrita, bainita e pe lo menos 3% de martensita, em que o volume total da fase de ferrita e da fase de bainita não é menor do que 80%, sendo que opcionalmente também tem martensita revenida, austenita retida e/ou carbonetos finos têm um diâmetro médio de não mais do que 30 nm, e em que a microestrutura não contém perlita e/ou Fe3C grosseiro, que compreende, % em peso: 0,07 a 0,15% de C 0,65 a 1,30% de Mn 0,6 a 1,4% de Cr 0,005 a 0,35% de Si até 0,03% de P ou menos até 0,05% de S

até 0,001% de B 0,07 a 0,2% de Ti 0,003 a 0,6% de Al até 0,01% de N

Opcionalmente cálcio em uma quantidade consistente com um tratamento de cálcio para controle de inclusão de MnS ou terras raras em uma quantidade consistente com um tratamento para controle de inclusão de MnS • o restante de ferro e impurezas inevitáveis associadas ao processo de fabricação de aço.

[0041] Em uma modalidade, o aço compreende 0,6 a 1,0% de Cr. [0042] As modalidades preferidas são fornecidas nas concretizações.

[0043] Em uma modalidade, o aço compreende: no máximo 0,13% de C e/ou pelo menos 0,75% de Mn e/ou no máximo 0,95% de Mn e/ou pelo menos 0,1% de Si e/ou no máximo 0,01% de S e/ou pelo menos 0,08% de Ti e/ou no máximo 0,15% de Ti e/ou no máximo 0,005% de N.

Exemplos [0044] A invenção é explicada, agora, por meio dos exemplos seguintes, dos quais a composição química é dada na tabela 1. Os exemplos são mostrados para molde laboratorial e lingotes submetidos às simulações totais em usina de laminação a quente.

Tabela 1: Composição em 1/1.000 % em peso, exceto N e B em ppm [0045] O exemplo comparativo D apresenta propriedades que satisfazem as exigências quando o resfriamento interrompido se aplica (vide Figuras 1 e 2 para as condições de processo). A adição combinada de Si e Ti fornece tanto refino de grão quanto supressão de carbonetos grosseiros. Quando o resfriamento interrompido é usado, a estrutura desejada de ferrita com bainita e martensita pode ser obtida. No entanto, as frações de martensita são baixíssimas. Em contrapartida, o resfriamento contínuo do exemplo comparativo D leva à resistência altamente excessiva e baixa ductilidade devido ao retardo da transformação ferrítica por Mn e à consequente formação de frações altíssimas de martensita.

[0046] O aço H satisfaz todas as exigências de propriedade de tração tanto para o resfriamento contínuo quanto para o parado (vide Figuras 1 e 2 para as condições de processo). A microestrutura final compreende ferrita e bainita com uma pequena fração de martensita independente do padrão de resfriamento. A fração pequena, porém, significante de martensita está presente, mas é predominantemente integrada na fase bainítica.

[0047] O ensaio de tração foi conduzido em corpos de prova de tração JIS5 e o ensaio de expansão de furo foi feito com uso de uma perfuração cônica e furos perfurados.

Tabela 2: Dados de Tração CC - resfriamento contínuo; YS - tensão de escoamento; UTS - resistência à tração; EU - alongamento uniforme; TE - alongamento total; HEC - capacidade de expansão do furo.

[0048] A partir dessa tabela se pode ver que H é muito mais adequado para a produção em escala total de um produto consistente com as propriedades estáveis através de uma faixa comercial de dimensões do produto. A escolha do padrão de resfriamento tem um baixo impacto no aço H, enquanto para o D as propriedades mecânicas são amplamente divergentes. Essa dispersão em propriedades é suportada pelas medições nos materiais industrialmente produzidos com um produto químico com base em D. As razões de expansão de furo dos aços H e J são respectivamente 58% e 65%, o que satisfaz a maioria das especificações existentes para os aços de CP. Quando se produz o aço em condições industriais, devido aos aprimoramentos na nitidez do aço em comparação com os moldes de escala laboratorial, se espera que esses valores aumentem significantemente. Por meio de comparação, o aço D comercialmente produzido tem uma razão de expansão de furo de apenas 45% que é menor do que é desejável para um produto de CP (isto é, abaixo de 50%).

[0049] O Aço H apresenta uma melhor combinação de ductilidade e expansibilidade de furo do que o Aço D. Uma comparação de alongamento uniforme tem significância específica, uma vez isso revela que o alongamento uniforme é consistentemente melhor para o aço H. O alto alongamento uniforme combinado com a boa expansibilidade de furo pode ser tomado como uma indicação de que tanto a ductilidade de margem quanto a capacidade de estiramento podem ser aprimoradas com relação ao aço D.

[0050] A Figura 3 mostra os valores do alongamento uniforme contra o tensão de escoamento do produto final.

[0051] Esse aprimoramento é devido à otimização da microestrutu-ra. Os micrográficos na Figura 4 fornecem comprovação. A Figura 4 revela que a microestrutura do aço D, mesmo quando submetido ao resfriamento interrompido, compreende pouquíssima ferrita poligonal, é predominantemente bainita e que há pouquíssima martensita, se houver. O Aço H, por outro lado, compreende uma fração significante de ferrita poligonal com uma fração significante de bainita e uma fração pequena, mas significante, de martensita. A martensita, onde estiver presente, é integrada na fase bainítica.

[0052] Discute-se que a alta ductilidade observada é principalmente devido à presença de ferrita dúctil. A bainita fornece resistência sem apresentar interfaces duras com a ferrita que, de outro modo, causaria localização de deformação e danos. A presença de martensita dura fornece resistência. A presença de martensita não leva a uma deterioração da expansividade de furo conforme comumente observado nos aços de DP devido ao fato de que, uma vez que o mesmo é distribuída na bainita, o mesmo não compartilha interfaces com a ferrita macia e, então, não ocasiona localização de deformação e danos. A presença de martensita também pode explicar o alongamento de uniformidade comparativamente alta, uma vez o que mesmo expõe algum caráter de DP.

[0053] Discute-se no presente que a consistência aprimorada nas propriedades mecânicas é para melhorar o ajuste da transformação ferrítica através da substituição parcial de Mn por Cr, tal que a ferrita irá se formar para uma ampla variação de condições de resfriamento. Os diagramas de CCT revelam que H exibe taxas de resfriamento importantes muito inferiores para a transformação ferrítica, tal que a transformação ferrítica irá ocorrer durante o resfriamento contínuo para todas as condições de austenitização relevantes e taxas de resfriamento. Inversamente, para D a ferrita pode ou não pode se formar dependendo da condição de austenita anterior.

[0054] A presente invenção fornece uma chapa de aço laminada a quente com alta resistência usada em vários campos que inclui, por exemplo, o uso como uma chapa de aço para um automóvel.

REIVINDICAÇÕES

Claims (11)

1. Processo para produzir tira de aço laminado a quente que consiste de, % em peso: 0,07 a 0,15% de C 0,65 a 1,30% de Mn 0,6 a 1,4% de Cr 0,005 a 0,35% de Si 0,03% de P ou menos até 0,05% de S até 0,001% de B 0,07 a 0,2% de Ti 0,003 a 0,6% de Al até 0,01% de N o restante de ferro e impurezas inevitáveis associadas ao processo de fabricação de aço; caracterizado pelo fato de que consiste ainda em, • opcionalmente cálcio em uma quantidade consistente com um tratamento de cálcio para o controle de inclusão de MnS ou terras raras em uma quantidade consistente com um tratamento para o controle de inclusão de MnS; tira de aço que tendo uma resistência à tração entre 760 e 940 MPa e uma razão de expansão de furo de pelo menos 50%, sendo que o aço tem uma microestrutura final que compreende ferrita, bainita e pelo menos 3% de martensita, em que o volume total da fase de ferrita e da fase de bainita não é menor do que 80%, sendo que opcionalmente também martensita revenida, austenita retida e/ou carboneto fino têm um diâmetro médio de não mais do que 30 nm e em que a microestrutura não contém perlita e/ou Fe3C grosseiro o processo com as seguintes etapas: • fornecer uma placa de aço ou uma tira espessa da dita composição, sendo tratado opcionalmente com cálcio através de: o lingotamento contínuo, ou o através da lingotamento de placa laminada a quente delgada, ou o através da lingotamento em cinta, ou o através de lingotamento de tira; • opcionalmente seguido por reaquecer a placa ou tira de aço em uma temperatura de reaquecimento de no máximo 1.300°C; • laminar a quente a placa laminada a quente ou tira espessa e finalizar o processo de laminação a quente em uma temperatura de finalização de laminação a quente acima de Ar3 para que o aço ainda seja austenítico durante a última passe de laminação a quente; • resfriar a tira laminada a quente por meio de resfriamento contínuo ou resfriamento interrompido em uma taxa de resfriamento de pelo menos 20°C/s para uma temperatura de bobinagem entre Ms e Bs.

2. Processo de produção de tira de aço laminado a quente, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o teor de alumínio é pelo menos 0,03%.

3. Processo de produção de tira de aço laminado a quente, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que o teor de manganês é no máximo 1,0%.

4. Processo de produção de tira de aço laminado a quente, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizado pelo fato de que o resfriamento da tira laminada a quente por meio de resfriamento contínuo ou resfriamento interrompido está em uma taxa de resfriamento de pelo menos 30°C/s.

5. Processo de produção de tira de aço laminado a quente, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizado pelo fato de que o resfriamento da tira laminada a quente por meio de resfriamento contínuo ou resfriamento interrompido está em uma taxa de resfriamento de no máximo 150°C/s.

6. Processo de produção de tira de aço laminado a quente, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizado pelo fato de que a temperatura de bobinagem é abaixo de 600°C.

7. Processo de produção de tira de aço laminado a quente, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que a temperatura de bobinagem é entre Bs - 50°C e Ms, preferivelmente Bs - 80°C e Ms + 20°C.

8. Tira de aço laminado a quente que consiste de, % em peso: 0,07 a 0,15% de C 0,65 a 1,30% de Mn 0,6 a 1,4% de Cr 0,005 a 0,35% de Si 0,03% de P ou menos até 0,05% de S até 0,001% de B 0,07 a 0,2% de Ti 0,003 a 0,6% de Al Até 0,01% de N o restante de ferro e impurezas inevitáveis associadas ao processo de fabricação de aço caracterizado pelo fato de que consiste ainda em, • opcionalmente cálcio em uma quantidade consistente com um tratamento de cálcio para controle de inclusão de MnS ou terras raras em uma quantidade consistente com um tratamento para controle de inclusão de MnS, a tira de aço tendo uma resistência à tração entre 760 e 940 MPa e uma razão de expansão de furo de pelo menos 50%, sen do que o aço tem uma microestrutura final que compreende ferrita, bainita e pelo menos 3% de martensita, em que o volume total da fase de ferrita e da fase de bainita não é menor do que 80%, sendo que opcionalmente também martensita revenida, austenita retida e/ou carboneto fino têm um diâmetro médio de não mais do que 30 nm e em que a microestrutura não contém perlita e/ou Fe3C grosseiro.

9. Tira de aço laminado a quente, de acordo com a reivindicação 8, caracterizado pelo fato de que o teor de alumínio é pelo menos 0,03%.

10 . Tira de aço laminado a quente, de acordo com a reivindicação 8 ou 9, caracterizado pelo fato de que o teor de manganês é no máximo 1,0%.

11 . Tira de aço laminado a quente, de acordo com a reivindicação 8, caracterizado pelo fato de que o teor de cromo é no máximo 1,0%.