BR112019002826B1

BR112019002826B1 - Método de produção de um aço de alta resistência laminado a quente com excelente maleabilidade de extensão de flange e desempenho de fadiga de borda

Info

Publication number: BR112019002826B1
Application number: BR112019002826-9A
Authority: BR
Inventors: Rolf Arjan Rijkenberg; Maxim Peter Aarnts; Paul Joseph Bellina; Andrew Paul Vass
Original assignee: Tata Steel Ijmuiden B.V
Priority date: 2016-09-22
Filing date: 2017-09-22
Publication date: 2022-12-13
Also published as: US20190352736A1; CN109790595B; CA3034549A1; BR112019002826A2; WO2018055098A1; ES2808342T3; US11242579B2; JP7077309B2; KR20190058476A; KR102473782B1; CN109790595A; EP3516085B1; JP2019533082A; EP3516085A1; MX2019003292A

Abstract

Um método para produção de uma chapa ou tira de aço de alta resistência laminada a quente com resistência à tensão de 570 MPa ou mais alto, ou, de preferência, 780 MPa ou mais alto, ou ainda mais de preferência, 980 MPa ou mais alto, com uma excelente combinação de alongamento de tensão, SFF, e resistência de PEF.

Description

[0001] Esta invenção refere-se a um método para produção de uma chapa ou tira de aço de alta resistência laminada a quente adequada para componentes de chassis automotivos ou similares e, mais particularmente, a um método para produção de uma tira de aço de alta resistência laminada a quente com resistência à tensão de pelo menos 570 MPa, de preferência, de pelo menos 780 MPa, mais de preferência de pelo menos 980 MPa, com uma excelente combinação de alongamento de tensão e maleabilidade de extensão de flange (SFF), e boa resistência à fadiga de borda puncionada (PEF).

[0002] O aumento da pressão da legislação ambiental mais restri tiva e regulações de segurança de veículo forçam a indústria de veículo a olhar continuamente para opções de custo efetivo para reduzir consumo de combustível e emissões de gás de estufa sem comprometer a segurança do passageiro ou desempenho da condução. A redução do peso do veículo por exploração de aços de alta resistência novos e inovadores com indicadores mais delgados é uma das opções para a indústria automotiva.

[0003] Em termos de maleabilidade, estes aços devem oferecer elasticidade suficiente em combinação com maleabilidade de resistência de flange suficiente à medida que isto permite liberdade aumentada de formular novos desenhos de chassis de peso leve em que a perda intrínseca na rigidez de uso de indicadores mais delgados é compensada com modificações da geometria. À medida que a capacidade de expansão de furo (HEC) está relacionada como uma boa medida para o grau de SFF, isto implica que estes aços devem oferecer um equilíbrio correto entre o alongamento de tensão e HEC. O de- sempenho de fadiga de bordas cortadas ou puncionadas presentes no componente final é também importante.

[0004] Graus de Advanced High Strength Steel (Aço de Alta Resistência Avançado) (AHSS), tais como aços de Fase-Dupla (DP), Ferrita- Bainita (FB), ou Fase Complexa (CP) que foram desenvolvidos para substituir graus convencionais de HSLA, confiam grandemente por sua resistência em uma microestrutura de multifase em que a matriz de ferrita ou bainita é reforçada com martensita ou ilhas de austenita potencialmente retidas.

[0005] Graus de AHSS com suas microestruturas de multifase são limitados quando comparados com graus de aço de alta resistência ferrítico reforçado de nano precipitação (NP) com resistência à tensão equivalente. A razão para isto é que a diferença na dureza entre a matriz de ferrita ou bainita e constituintes de transformação de baixa temperatura nas microestruturas de AHSS promovem micro vazios após corte ou puncionamento no interior do aço próximos à borda cortada. Por sua vez, estes micro vazios podem conceder HEC à medida que formação pode conduzir a crescimento de vazio e coalescência, conduzindo a falha macroscópica prematura, isto é, uma ou mais rachaduras através da espessura. Além disso, a presença de dois ou mais constituintes de fase com dureza diferente, tal como presentes nos graus de AHSS antes mencionados, mas também em HSLA onde ferri- ta é combinada com (grosseira) cementita e/ou pearlita, pode também conduzir a um aumento na rugosidade da zona de fratura da borda puncionada ou cortada. Um aumento na rugosidade desta zona de fratura zone pode conduzir a uma significante diminuição da resistência à fadiga de borda puncionada ou cortada.

[0006] Em contraste aos graus de AHSS antes mencionados, os aços NP têm uma microestrutura homogênea consistindo essencialmente exclusivamente de ferrita para alta ductilidade e confia na resis- tência a um grande grau no endurecimento de precipitação, via uma alta densidade de precipitados compostos dimensionados por nanô- metro, tornando-os menos susceptíveis à formação de micro vazios após corte ou puncionamento. Estes aços NP oferecem um equilíbrio aperfeiçoado entre o alongamento de tensão e HEC comparado com graus de AHSS de multifase, ou HSLA com resistência à tensão equivalente.

[0007] EP1338665, EP12167140, e EP13154825 se relacionam a aços de alta resistência ferríticos de fase simples reforçados de nano precipitação laminados a quente, e empregam combinações diferentes de Ti, Mo, Nb e V para alcançar as propriedades desejadas.

[0008] Vários fatores desempenham um papel crucial na determi nação do HEC dos aços. Além de um relacionamento inerente com a resistência à tensão do aço e características micro estruturais com relação a constituintes de segunda fase duros em relação a resistência à dano após corte ou puncionamento, é bem aceito que elementos de traço e - em particular - sulfito- e/ou inclusões à base de óxido a partir do processo de produção de aço podem ter um impacto profundo no HEC e resistência à fadiga porque eles atuam como aumentadores de estresse, e podem atuar como locais de nucleação potenciais para a formação de micro vazios após operações de deformação similares a corte ou puncionamento. O mesmo mantém (linha de centro) segregação, que pode ter um efeito nocivo no PEF à medida que a segregação da linha de centro pode promover bipartição após puncionamento. O objetivo da presente invenção é proporcionar um método para produzir uma chapa ou tira de aço de alta resistência laminada a quente com resistência à tensão de 570 MPa ou mais alta, com uma excelente combinação de alongamento de tensão e SFF, e boa resistência de PEF.

[0009] Um objetivo adicional da presente invenção é proporcionar um método para produção de uma chapa ou tira de aço de alta resistência laminada a quente com resistência à tensão de 780 MPa ou mais alta, com uma excelente combinação de alongamento de tensão e SFF, e boa resistência de PEF.

[0010] Ainda um objetivo adicional da presente invenção é proporcionar um método para produção de uma chapa ou tira de aço de alta resistência laminado a quente com resistência à tensão de 980 MPa ou mais alto, com uma excelente combinação de alongamento de tensão e SFF, e boa resistência de PEF.

[0011] Um outro objetivo da invenção é proporcionar um método para produção de uma chapa ou tira de aço de alta resistência laminado a quente, de acordo com os objetivos descritos aqui acima, no qual o aço é adequado para a produção de componentes de chassis automotivos ou similares.

[0012] Um ou mais destes objetivos podem ser alcançados com o método de acordo com a reivindicação principal, ou com o método de acordo com uma das reivindicações dependentes. Deve ser notado que todas as composições são expressas em percentagem por peso (% em peso), a menos que de outro modo indicado.

[0013] A invenção proporciona um método para produção de uma tira de aço de alta resistência laminada a quente adequada, por exemplo, para componentes de chassis automotivos ou similares, e, mais particularmente, a um método para produção de uma chapa ou tira de aço de alta resistência laminada a quente com uma resistência à tensão de 570 MPa ou mais alta, ou, de preferência, 780 MPa ou mais alta, com uma excelente combinação de alongamento de tensão e SFF, e boa resistência de PEF. A partir do material de chapa de tira ou espaços podem ser produzidos meios convencionais, tal como corte e/ou puncionamento.

[0014] O método se relaciona, em particular, à trajetória termome- cânica durante laminação a quente, a trajetória de resfriamento na mesa de execução (ROT) para a temperatura de bobinamento e subsequente resfriamento da tira ou chapa de aço à temperatura ambiente. Um elemento opcional no método de produção de referido aço é o uso de um tratamento de cálcio durante produção do aço para impedir entupimento para desempenho de fundição aperfeiçoado e para modificar inclusões à base de sulfito e à base de óxido. Um elemento opcional adicional é para controlar as condições de processo durante produção, fundição e solidificação de aço, de tal modo que o grau de segregação, e, em particular, segregação de linha de centro, em termos de enriquecimento de cementita e/ou elementos de liga, ou impurezas inevitáveis na chapa e tira de aço final é mantida à um mínimo por limitação do super calor e intensificação do resfriamento durante fundição e limitação do teor de S. Para minimizar, ou, de preferência, impedir rachadura do aço após puncionamento ou corte, é preferido minimizar a fração de inclusões à base de sulfito e à base de óxido com um diâmetro de 1 μm ou mais alto no aço, e para minimizar o grau de segregação, em particular, segregação de linha de centro, em termos de enriquecimento de cementita e/ou elementos de liga, ou impurezas inevitáveis. Para suprimir a quantidade de composto de inclusões de AlxOy no aço final, é preferido não usar um tratamento de cálcio e dar um tempo suficiente durante produção do aço para deixar inclusões saírem, bem como manter o teor de S em um mínimo, de preferência, no máximo 0,003%, mais de preferência no máximo, 0,002%, e mais de preferência no máximo, 0,001%.

[0015] O método proposto para produção de referida tira ou chapa de aço formável de alta resistência laminada a quente soluciona o problema de rachadura de borda prematura durante operações de elasti- cidade-flangeamento requeridas para a produção de componentes de chassis automotivos, ou similares. Além disso, o método proposto para produção na presente invenção soluciona o problema de falha de fadiga prematura de bordas puncionadas ou cortadas de referida tira ou chapa de aço formável de alta resistência laminada a quente quando usada para formar componentes de chassis automotivos, ou similares, e quando submetida a carregamento cíclico durante condições em serviço.

[0016] Como tal, a invenção proporciona aço de alta resistência laminado a quente que além de uma excelente combinação de alongamento de tensão e HEC, oferece boa resistência à rachadura da borda como um resultado de puncionamento ou corte, e boa fadiga de borda puncionada ou cortada. A excelente combinação de resistência, alongamento, e HEC, é derivada de uma maleável e microestrutura de fase ferrítica substancialmente simples que é reforçada com uma alta densidade de carbeto composto fino, e/ou precipitados de carbo-nitrito contendo V e, opcionalmente, Mo e/ou Nb. A natureza ferrítica de fase substancialmente simples da microestrutura, e o fato que a diferença local na dureza no interior da microestrutura ser mantida a um mínimo assegura que a localização do estresse durante deformação e, conse-quentemente, a nucleação de vazios e falha microscópica prematura, é suprimida.

[0017] Na presente invenção, a microestrutura é considerada como uma ferrítica de fase substancialmente simples se a fração de volume de todos os constituintes de fase ferrítica é pelo menos 95 % em vol., e, de preferência, pelo menos 97 % em vol., e a fração combinada de cementita e pearlita é no máximo 5 % em vol., ou, de preferência no máximo 3 % em volume. Esta fração menor de cementita e pearlita pode ser tolerada na presente invenção porque ela não afeta substancialmente adversamente as propriedades relevantes do aço (HEC, PEF, Rp0,2, Rm, e A50).

[0018] O papel das etapas de produção específicas da tira ou cha-pa de aço para a presente invenção será agora descrito.

[0019] Temperatura de reaquecimento da placa (SRT): O reaque-cimento da placa na fornalha do moinho de tira a quente ou reaqueci- mento da placa solidificada em uma facilidade de laminação e fundição integrada assegura que praticamente todos precipitados de Carbeto composto e precipitados de carbo-nitrito contendo V e/ou, opcionalmente, Nb, são dissolvidos. Isto assegurará que V suficiente e/ou, opcionalmente, Nb está presente na solução de sólido na matriz austení- tica para endurecimento precipitação suficiente após resfriamento da tira ou chapa de aço na ROT, e/ou bobinadora após laminação a quente. Os inventores verificaram que uma SRT de 1050 a 1260°C basta, dependendo da quantidade de micro-liga usada. Uma SRT abaixo de 1050°C conduzirá a dissolução insuficiente e, consequentemente, resulta em resistência muito baixa, pelo que uma SRT acima de 1260°C aumentará o risco de crescimento de grão anormal durante reaqueci- mento, e promove uma estrutura de grão não-homogênea, que pode afetar adversamente a maleabilidade.

[0020] Temperatura de entrada do último suporte de laminação final (Tin, FT7): Uma Tin, FT7 suficientemente alta é requerida para assegurar condicionamento de austenita ótimo antes da transformação uma vez que a tira ou chapa de aço é ativamente resfriada na ROT à temperatura de bobinamento. Para ilustrar esquematicamente a influência de condição de austenita, a Figura 1 mostra diagramas calculados de Transformação de Resfriamento Contínuo (CCT) para uma liga de 0,055C-1,4Mn-0,2Si-0,02AI-0,06Nb-0,22V-0,15Mo-0,01N. Na Figura 1a, austenitização a 890°C e um tamanho de grão de austenita de 10 pm, pelo que o diagrama de CCT da Figura lb, uma temperatura de austenitização de 1000°C e um tamanho de grão de austenita de 50 pm foi usado como entrada. Indicada em ambos diagramas de CCT é uma trajetória de resfriamento de ROT exemplar considerada como comparativa no caso da Figura 1a, e considerada como inventiva no caso da Figura lb.

[0021] Uma Tin, FT7 muito baixa conduzirá a uma condição de aus-tenita que acelera a transformação de ferrita e promove a formação de ferrita poligonal. Embora uma fração substancial de ferrita poligonal seja benéfica para alongamento de tensão, os inventores verificaram que Tin, FT7 muito baixa pode afetar adversamente o HEC e PEF. Por outro lado, uma Tin, FT7 muito alta conduzirá a uma condição de auste- nita que alterará a região de transformação de ferrita muito mais distante, promovendo muito mais durabilidade e muito alta uma fração de ferrita acicular/bainítica, ou potencialmente mesmo em última instância outros, Produtos de transformação duros formados em temperaturas de transformação mais baixas. Isto viria às custas de alongamento de tensão, ou pode mesmo prejudicar o HEC. Os inventores verificaram que para a presente invenção ter um equilíbrio ótimo entre o HEC e o alongamento de tensão baseado em uma microestrutura adequada contendo uma mistura de ferrita poligonal e ferrita acicular/bainítica, uma Tin, FT7 entre 980 e 1100°C é adequada quando combinada com a SRT, FRT, trajetória de resfriamento de ROT, e CT, conforme especificado na presente invenção.

[0022] Temperatura de laminação final (FRT): Os inventores verificaram que uma FRT entre 950 e 1080°C é adequada quando combinada com a SRT, Tin, FT7, trajetória de resfriamento de ROT, e CT, conforme especificado na presente invenção.

[0023] Taxa de resfriamento da mesa de operação primária (CRI): Dado que Tin, FT7 e a FRT estão na mesma faixa reivindicada, a taxa de resfriamento primária da tira ou chapa de aço diretamente no início da ROT deve ser suficientemente intensa para assegurar que a transformação de austenita-em-ferrita se inicia em temperaturas de transformação de ferrita relativamente baixas, promovendo ferrita acicu- lar/bainítica. Isto é também esquematicamente ilustrado na Figura 1. A Figura 1a reflete a situação de uma baixa FRT, onde a Figura 1b reflete a alta FRT. Indicada em ambos diagramas de CCT está uma trajetória de resfriamento de ROT. No caso da Figura 1a, a taxa de resfriamento primária é cerca de 25°C/s (comparativa), e no caso da Figura 1b, uma taxa de resfriamento primária de cerca de 85°C/s (inventiva). Fica claro a partir dos diagramas de CCT calculados na Figura 1a e 1b que um resfriamento primário intenso na ROT em combinação com as condições de laminação final antes mencionados resulta em atingir o nariz de transformação de ferrita no diagrama de CCT para promover a formação de ferrita acicular/bainítica.

[0024] A nucleação de constituintes de fase de ferrita circu-lar/bainítica com sua morfologia cristalográfica intrincada é essencial para a presente invenção. Em contraste à ferrita poligonal que nucleia primeiro nos limites de grão de austenita anteriores, a ferrita acicu- lar/bainítica nucleará parcialmente nas inclusões inevitáveis presentes na matriz do aço. Em particular, a ferrita acicular é considerada ser um agente efetivo neste contexto, e é capaz de encapsular inclusões em um ambiente de grão fino localmente, que reduz seu impacto nocivo após operações de deformação, incluindo puncionamento, extensão- flangeamento, e carregamento de fadiga cíclica.

[0025] Os inventores verificaram que uma faixa adequada para a taxa de resfriamento de ROT primária intensa (CR1) é entre 50 e 150°C/s, combinada com a SRT, Tin FT7, trajetória de resfriamento de ROT, e CT, conforme especificado na presente invenção.

[0026] Temperatura da mesa de execução intermediária (Tint, ROT) após taxa de resfriamento primária CR1: O resfriamento primário intenso resfria a tira de aço rapidamente a partir da FRT a uma temperatura de ROT intermediária entre 600 e 720°C. Este ajuste da ROT, combinado com a alta FRT, promove uma alteração na morfologia da ferrite da ferrita poligonal a ferrita acicular/bainítica e, consequentemente, promove um desempenho aumentado com relação ao HEC e PEF, e acomoda as cinéticas rápidas requeridas para ambas precipitações aleatórias e de interfase para consumir carbono e suprimir a formação de cementita e/ou pearlita, bem como para estimular transformação adicional eficiente de austenita-para-ferrita.

[0027] Taxa de resfriamento da mesa de excução primária (CR2): O segundo estágio na trajetória de resfriamento de ROT é uma das três variantes para alcançar a CT:

[0028] - reter a tira ou chapa de aço isotermicamente para alcançar a CT, ou

[0029] - resfriar suave a tira ou chapa de aço entre -20 a 0°C/s para alcançar a CT, ou

[0030] - aquecer suave a tira ou chapa de aço entre 0 e +10°C/s para alcançar a CT especificada.

[0031] Este aquecimento da tira ou chapa de aço ocorre naturalmente por causa do calor latente a partir da transformação de fase de austenita-para-ferrita que ocorre na ROT.

[0032] Este segundo estágio de pouco ou nenhum resfriamento ativo para alcançar a CT é benéfico para aperfeiçoar a consistência do produto ao longo da largura da tira ou chapa de aço, e é benéfico para promover transformação adicional de austenita-para-ferrita, e para proporcionar cinéticas de precipitação suficientes para ou precipitação aleatória, ou precipitação de interfase.

[0033] Temperatura de bobinamento (CT): A CT determina parcialmente o estágio final de transformação de austenita-para-ferrita, mas também grandemente o estágio final de precipitação. Uma CT muito baixa suprimirá ou impedirá qualquer precipitação adicional durante bobinamento e/ou subsequente resfriamento de bobina e, consequentemente, pode conduzir a reforço de precipitação incompleto. Além disso, uma CT muito baixa pode conduzir a presença de produtos de transformação de fase de baixa temperatura similares a bainita inferior, martensita e/ou austenita retida. A presença destes constituintes de fase pode ser às custas do alongamento de tensão, ou prejudica a capacidade de expansão de furo. Uma CT muito alta pode conduzir a uma fração muito alta de ferrita poligonal de grão grosseiro, e promove engrossamento excessivo de precipitados e, consequentemente, conduz a um grau inferior de reforço de precipitação durante bobinamento e/ou resfriamento de bobina. O formador pode conduzir a um HEC muito baixo e/ou PEF, e pode conduzir a risco aumentado de rachadura após corte, cisalhamento, ou puncionamento da tira ou chapa de aço. Uma faixa adequada para a temperatura de bobinamento é 580 a 660°C.

[0034] O papel dos elementos de liga individuais na tira ou chapa de aço agora será descrito. Todas as composições são dadas em % em peso (%), a menos que de outro modo indicado.

[0035] Carbono (C) é adicionado para formar carbeto e carbo- nitrito precipita com V, e, opcionalmente, Nb e/ou Mo para ganhar reforço de precipitação suficiente dos constituintes de fase de ferrita, isto é, ferrita poligonal e ferrita acicular/bainítica. A quantidade de C no aço deve, por um lado, ser suficientemente alta em relação à quantidade de V e, opcionalmente, Nb e/ou Mo usada para realizar reforço de precipitação suficiente da microestrutura da ferrita para assegurar uma resistência à tensão de 570 MPa ou mais alta, ou, de preferência, 780 MPa ou mais alta. Por outro lado, o teor de C não deve ser muito alto como aquele que pode promover a formação de (grosseira) cementita e/ou pearlita na microestrutura final, que, por sua vez, pode prejudicar a capacidade de expansão do furo. A quantidade de C deve ser entre 0,015 e 0,15%. Um valor mínimo adequado é 0,02%. Um valor máximo adequado é 0,12%.

[0036] O silício (Si) é um elemento de liga efetivo para ganho de reforço de solução de sólido da matriz de ferrita. Além disso, Si pode retardar ou mesmo suprimir totalmente a formação de cementita e/ou pearlita, que, por sua vez, é benéfica para capacidade de expansão de furo. Contudo, um baixo teor de Si é desejado, visto que o Si aumenta substancialmente as cargas de laminação no moinho que compromete a janela dimensional e, adicionalmente, pode conduzir a problemas de superfície com relação à escala de óxido na tira ou chapa de aço, que, por sua vez, pode prejudicar as propriedades de fadiga do substrato. Por esta razão, o teor de Si não deve exceder 0,5%. Um valor mínimo adequado é 0,01%. Um valor máximo adequado é 0,45%, ou 0,32%.

[0037] O manganês (Mn) proporciona reforço da solução de sólido e suprime a temperatura de transformação ferrítica, bem como diminui a taxa de transformação de ferrita. O último aspecto torna o Mn um agente efetivo para retardar a região de transformação de ferrita, para promover ferrita acicular/bainítica em combinação com as condições de laminação de acabamento adequadas, e uma taxa de resfriamento suficientemente alta da tira ou chapa de aço. Neste contexto, o Mn é não somente importante para ganhar reforço de solução de sólido suficiente mas, - mais importantemente - alcançar a microestrutura ferríti- ca desejada, consistindo em uma mistura de ferrita poligonal e ferrita acicular/bainítica. Isto, por sua vez, é importante à medida que esta microestrutura consistindo em uma mistura destes constituintes de fase de ferrita é verificada ser capaz de proporcionar o equilíbrio requerido entre HEC e resistência à tensão e alongamento. Além disso, à medida que o Mn suprime a transformação de ferrita, acredita-se em contribuir para o grau de reforço de precipitação durante transformação. Contudo, Mn muito alto é para ser evitado à medida que isto pode conduzir a segregação (linha de centro), que, por sua vez, pode causar rachadura quando a tira ou chapa de aço é cortada ou puncionada e, subsequentemente, pode prejudicar o HEC e/ou PEF. Portanto, o teor de Mn deve ser na faixa de 1,0 a 2,0%. Um valor mínimo adequado é 1,2%. Um valor máximo adequado é 1,8%.

[0038] O fósforo (P) proporciona reforço de solução de sólido. Contudo, em altos níveis, a segregação de P pode prejudicar a capacidade de expansão de furo. Portanto, o teor de P deve ser 0,06% ou menos, ou, de preferência, ser no máximo 0,02%.

[0039] O teor de enxofre (S) deve no máximo ser 0,008% à medida que um teor muito alto de S promoverá inclusões à base de sulfito indesejáveis e, consequentemente, pode prejudicar o HEC e PEF. Consequentemente, esforços para realizar um teor baixo de S durante produção do aço são recomendados para a presente invenção para obter alto HEC e bom PEF. Um tratamento de cálcio (Ca) pode ser benéfico para modificar - em particular - MnS para aperfeiçoar a maleabilidade em geral, ou aperfeiçoar a instabilidade, e impedir problemas de entupimento durante fundição por modificação das inclusões à base de AlxOy. Contudo, existe um risco que a quantidade de inclusões à base de AlxOy na tira de aço aumenta, que pode ser às custas do HEC e/ou PEF. Consequentemente o tratamento de cálcio é opcional. É preferido para a presente invenção que o teor de S seja mantido a um mínimo, de preferência no máximo 0,003%, mais de preferência no máximo 0,002%, e mais de preferência no máximo 0,001%. É preferido que, em adição a um teor de S de no máximo 0,003%, mais de preferência no máximo 0,002%, e mais de preferência no máximo 0,001%, nenhum tratamento de cálcio é usado.

[0040] Alumínio (Al) é adicionado ao aço como um desoxidante, e pode contribuir ao controle do tamanho do grão durante reaquecimen- to e laminação a quente. O teor de Al no aço (Al_tot) consiste em:

[0041] • ligação de Al em óxidos (Al_ox) como um resultado da morte do aço, e que não foi removido do fundido durante produção e fundição do aço, e

[0042] • Al, ou na solução de sólido na matriz do aço, ou presente como precipitados de AIN (Al_sol).

[0043] O Al na solução de sólido na matriz de aço e o Al presente como precipitados de nitrito podem ser dissolvidos em ácido para medir seu teor e este é aqui definido como Al solúvel (AI sol). Al muito alto, ou presente na solução de sólido (AI sol), ou presente no aço como oclusões à base de óxido (inclusões contendo AlxOy), pode prejudicar a capacidade de expansão de furo. Portanto, o teor total de Al deve ser 0,12% ou menos, e Al sol deve ser no máximo 0,1%. A presente invenção confia em uma grande extensão para reforço de precipitação no uso de níveis elevados de Vanádio (V) para formar Carbeto composto e/ou precipitados de carbo-nitrito. É conhecido que precipitados de carbo-nitrito são menos propensos ao engrossamento do que precipitados de Carbeto. Para assegurar um grau otimizado de reforço de precipitação com a quantidade de V usado, níveis elevados de Nitrogênio (N) podem ser usados. Se esta abordagem de liga é tomada, é preferido que a quantidade de Al seja mantida baixa de modo a impedir que o N seja purificado e ligado pelo Al para formar precipitados de AIN. Neste contexto, um baixo teor de Al é preferido para manter o V (bem como opcionalmente Nb) livre para engajar com N no processo de precipitação para formar - além de precipitados de Carbeto - precipitados de carbo-nitrito. Consequentemente, Al_sol na presente invenção é, de preferência, no máximo 0,065%, mais de preferência no máximo 0,045%, e mais de preferência no máximo 0,035%. Um teor mí-nimo adequado para Al_sol é 0,005%.

[0044] O nióbio (Nb) é importante em relação ao condicionamento de austenita durante laminação a quente e, consequentemente, na transformação de fase de austenita-para-ferrita e morfologia de ferrita e tamanho de grão. À medida que o Nb retarda a recristalização du- rante os estágios finais de laminação a quente, ele pode desempenhar um papel importante para controlar a condição da austenita, isto é, o tamanho de grão da austenita antes da transformação à ferrita, bem como sua forma (equi-axiada versus em panquecas), e grau de deslocamentos internos quando da laminação abaixo da temperatura de não-recristalização (Tnr). Por sua vez, a condição da austenita pode ter um impacto substancial na austenita-para-transformação de ferrita, em particular, com uma trajetória de resfriamento adequada na ROT imediatamente após laminação a quente. A nucleação de ferrita poligonal (equi-axiada), nucleação preferencialmente nos limites de grão de aus- tenita anteriores e pontos triplos, será retardada se a densidade de limite de grão de austenita é suprimida. Dada uma trajetória de resfriamento de ROT adequada após laminação a quente, a subsequente diminuição de ferrita poligonal equi-axiada será acompanhada por um aumento de constituintes de fase de ferrita com uma morfologia formada mais irregular, isto é, ferrita acicular e/ou bainítica. Estes constituintes de fase preferencialmente nuclearão nos limites de grão de austenita e crescerão internamente e - no caso de ferrita acicular - também em inclusões presentes no aço. Em particular, esta última característica é crucial para a presente invenção porque estas inclusões encapsuladas em uma matriz de grão fino não tem, ou um impacto reduzido após desempenho de puncionamento, e/ou reduzirá sua influência negativa no HEC e/ou PEF. O uso de Nb é opcional. Contudo, quando usado, o teor de Nb deve ser no máximo 0,1%, visto que teor de Nb muito alto pode conduzir a segregação, que prejudica ambos a maleabilidade e desempenho de fadiga. Além disso, acima de 0,1%, o Nb perderá sua eficiência para condicionamento de austenita. Um teor mínimo adequado para Nb quando usado é 0,01%. Além do efeito de Nb no condicionamento da austenita e indiretamente na transformação de fase e morfologia de ferrita e tamanho de grão, o Nb é capaz de combinar com C e N, e a conduzir a Carbeto e/ou precipitados de car- bo-nitrito. Estes precipitados, quando formados na ferrita durante ou após austenita-para- transformação de ferrita, trará resistência, via endurecimento de precipitação, e promoverá resistência, bem como contribuirá para a maleabilidade com C sendo purificado no processo de precipitação. Um valor mínimo de Nb adequado é 0,02%. Um valor máximo adequado é 0,08%.

[0045] O vanádio (V) proporciona reforço de precipitação. O reforço de precipitação com carbetos compostos à base de V fino, e/ou precipitados de carbo-nitrito, é crucial para alcançar o nível de resistência desejado baseado em uma microestrutura ferrítica de fase simples em combinação com alto alongamento de tensão e alto HEC, bem como bom PEF. Para alcançar esta microestrutura com as propriedades antes mencionadas, é crucial que V, em adição a outros elementos de precipitação similares a Nb e/ou Mo, consuma praticamente todo C para suprimir ou ainda totalmente impedir a formação de cemen- tita (grosseira) e/ou pearlita na microestrutura final. O teor de V deve ser na faixa de 0,02 a 0,45%. Um valor mínimo adequado é 0,12%. Um valor máximo adequado é 0,35%, ou ainda 0,32%.

[0046] O molibdênio (Mo) é relevante para a presente invenção em um número de modos. Primeiramente, o Mo retarda a mobilidade da interface austenita-ferrita durante transformação, e subsequentemente retarda a formação e crescimento de ferrita. Em combinação com condições de laminação final adequada e trajetória de resfriamento de ROT, a presença de Mo é benéfica para promover ferrita acicu- lar/bainítica às custas de ferrita poligonal, desse modo, promovendo HEC. Segundo, o Mo suprime ou mesmo impede completamente a formação de pearlita. O último é crucial para a presente invenção de modo a compreender uma microestrutura ferrítica essencialmente de fase simples em que cementita (grosseira) e/ou pearlita é suprimida para um bom equilíbrio entre o alongamento de tensão e o HEC. Desde que Mo, similar a V e Nb, pode atuar como um formador de Carbe- to, sua presença é benéfica à medida que ele se liga a C para impedir a formação de cementita e/ou pearlita, e contribui para reforço de precipitação. Acredita-se que o Mo também suprime o engrossamento do V e/ou precipitados compostos à base de Nb, e, desse modo, suprimem uma redução no reforço de precipitação causado pelo engrossamento de precipitados durante resfriamento de bobina lento. O uso de Mo depende do nível de resistência requerido da tira ou chapa de aço, e, consequentemente, é considerado como opcional na presente invenção. No caso do Mo ser usado como um elemento de liga, seu teor deve ser pelo menos 0,05 e/ou no máximo 0,7%. Um valor mínimo adequado é 0,10% ou ainda 0,15%. Um valor máximo adequado é 0,40%, 0,30% ou mesmo 0,25%.

[0047] O cromo (Cr) proporciona durabilidade e retarda a formação de austenita-para-ferrita. Como tal, ele pode atuar - similar a Mn e Mo - como um elemento efetivo para promover ferrita acicular/bainítica às custas de ferrita poligonal em combinação com condições de lamina- ção final adequadas e trajetória de resfriamento de ROT. O uso de Cr não é mandatário para a presente invenção. Pelo uso de níveis adequados de Mn e Mo em combinação com configurações de laminação a quente adequadas, condições de resfriamento de ROT, e temperatura de bobinamento, a microestrutura desejada junto com as propriedades de tensão requeridas, desempenho de HEC, e/ou PEF pode ser alcançado. Contudo, o uso de Cr pode ser benéfico para reduzir a quantidade de Mn e/ou Mo. A substituição parcialmente do Mn com Cr pode ajudar a suprimir a segregação de Mn (linha de centro), que por sua vez pode reduzir o risco de fratura do aço após corte, cisalhamen- to, ou puncionamento. A substituição parcialmente de Mo com Cr pode ajudar a reduzir o teor de Mo. Isto é benéfico à medida que Mo pode ser apenas um elemento de liga custoso. O Cr - quando usado - deve ser na faixa de 0,15 a 1,2%. Um teor mínimo adequado para Cr quando usado é 0,20%, e um teor máximo adequado para Cr quando usado é 1,0%.

[0048] O nitrogênio (N), similar ao C, é um elemento crucial no processo de precipitação. É conhecido que, em particular, em combinação com reforço de precipitação com V, N, é benéfico promover precipitados de carbo-nitrito. Estes precipitados de carbo-nitrito são menos propensos a engrossamento do que os precipitados de carbeto. Consequentemente, níveis elevados de N em combinação com V podem promover reforço de precipitação adicional, e tornar um uso mais eficiente de elementos de micro-liga custosos, incluindo V e Nb. Desde que Al está em competição com V para N, é recomendado usar um teor de Al relativamente baixo quando N elevado é usado para maximizar o reforço de precipitação de V. Neste caso, uma faixa adequada para o teor de Al sol e teor de N é 0,005 a 0,04% e 0,006 a 0,02%, respectivamente. Cuidado deve ser tomado que todo N é ligado, ou com Al ou, preferencialmente, com V. A presença de N livre é para ser evitada à medida que isto prejudicará a maleabilidade e fadiga. Um teor máximo de N adequado para a presente invenção é 0,02%. No caso do reforço de precipitação na presente invenção é para ser promovido com precipitação predominantemente de Carbeto, um teor elevado de Al sol é preferido em entre 0,030 e 0,1%, e um teor de N em entre 0,002 e 0,01%. Um teor mínimo de N adequado para a presente invenção é 0,002%. Um teor máximo de N adequado é 0,013%.

[0049] O cálcio (Ca) pode estar presente no aço e seu teor sera elevado no caso de um tratamento de cálcio ser usado para controle de inclusão e/ou prática de anti-entupimento para aperfeiçoar o desempenho de fundição. O uso de um tratamento de cálcio é opcional na presente invenção. Se nenhum tratamento de cálcio é usado, o Ca estará presente como uma impureza inevitável a partir da produção de aço e processo de fundição, e seu teor tipicamente será no máximo 0,015%. Se um tratamento de cálcio é usado, o teor de cálcio da tira ou chapa de aço geralmente não excede 100 ppm, e é usualmente entre 5 e 70 ppm. Para suprimir a quantidade de inclusões de AlxOy com- posto no aço final, é preferido não usar um tratamento de cálcio, e dar tempo suficiente durante produção de aço para deixar inclusões saírem, bem como manter o teor de S em um mínimo, de preferência, no máximo 0,003%, mais de preferência no máximo 0,002%, e mais de preferência no máximo 0,001%.

[0050] Em uma concretização, a espessura da chapa ou tira de aço laminada a quente produzida de acordo com a invenção é pelo menos 1,4 mm, e no máximo 12 mm. De preferência, a espessura é pelo menos 1,5 mm e/ou no máximo 5,0 mm. Mais de preferência, a espessura é pelo menos 1,8 mm e/ou no máximo 4,0 mm.

[0051] Em uma concretização preferida da invenção, a chapa ou tira de aço laminada a quente produzida de acordo com a invenção compreende C, N, Al_sol, V, e, opcionalmente, Nb e Mo, no qual os teores destes elementos (representados por % em peso) satisfazem a equação de:

[0052] Em uma concretização preferida da invenção, a chapa ou tira de aço laminada a quente produzida de acordo com a invenção compreende C, N, Al_sol, V, e opcionalmente Nb e Mo no qual os teores destes elementos (representados por % em peso) satisfazem a equação de:

[0053] Em uma concretização preferida da invenção, a chapa ou tira de aço laminada a quente produzida de acordo com a invenção tem uma resistência à tensão de 570 MPa ou mais alta, e compreende C, N, Al_sol, V, e, opcionalmente, Nb e Mo, no qual os teores destes elementos (representados por % em peso) satisfazem a equação de:

[0054] Em uma concretização preferida da invenção, a chapa ou tira de aço laminada a quente produzida de acordo com a invenção tem uma resistência à tensão de 780 MPa ou mais alta, e compreende C, N, Al_sol, V, e, opcionalmente, Nb e Mo, no qual os teores destes elementos (representados por % em peso) satisfazem a equação de:

[0055] Em uma concretização preferida da invenção, a chapa ou tira de aço laminada a quente produzida de acordo com a invenção tem uma resistência à tensão de 980 MPa ou mais alta, e compreende C, N, Al_sol, V, e, opcionalmente, Nb e Mo, no qual os teores destes elementos (representados por % em peso) satisfazem a equação de:

[0056] Em uma concretização preferida da invenção, a chapa ou tira de aço laminada a quente produzida de acordo com a invenção tem uma resistência à tensão de 980 MPa ou mais alta, e compreende C, N, Al_sol, V, e, opcionalmente, Nb e Mo, no qual os teores destes elementos (representados por % em peso) satisfazem a equação de:

[0057] De acordo com outro aspecto, a invenção é também concretizada na produção da chapa ou tira de aço de alta resistência laminada a quente produzida de acordo com a invenção, no qual a chapa ou tira de aço de alta resistência laminada a quente tem:

[0058] - uma resistência à tensão de pelo menos 570 MPa e a HEC de 90% ou mais alta, ou

[0059] - uma resistência à tensão de pelo menos 780 MPa e um HEC de 65% ou mais alto, ou

[0060] - uma resistência à tensão de pelo menos 980 MPa e um HEC de 40% ou mais alto,

[0061] e no qual (Rm x A50) / t0,2 > 10000 ou, de preferência, (Rm x A50) / t°,2 > 12000.

[0062] De acordo com outro aspecto, a invenção é também con cretizada na produção da chapa ou tira de aço de alta resistência laminada a quente produzida de acordo com a invenção, no qual a chapa ou tira de aço de alta resistência laminada a quente tem:

[0063] - uma resistência à tensão de pelo menos 570 MPa e um HEC de 90% ou mais alto, e em que a tensão de fadiga máxima é pelo menos 280 MPa, de preferência, pelo menos 300 MPa, a 1x105 ciclos para falha com uma proporção de tensão de 0,1 e uma liberação de puncionamento de 8 a 15 %, ou;

[0064] - uma resistência à tensão de pelo menos 780 MPa e um HEC de 65% ou mais alto, e em que a tensão de fadiga máxima é pelo menos 300 MPa, de preferência, pelo menos 320 MPa, a 1x105 ciclos para falha com uma proporção de tensão de 0,1, e uma liberação de puncionamento de 8 a 15 %, ou;

[0065] - uma resistência à tensão de pelo menos 980 MPa e um HEC de 40% ou mais alto, e em que a tensão de fadiga máxima é pelo menos 320 MPa, de preferência, pelo menos 340 MPa, a 1x105 ciclos para falha com uma proporção de tensão de 0,1, e uma liberação de puncionamento de 8 a 15 %;

[0066] e no qual (Rm x A50) / t0,2 > 10000 ou, de preferência, (Rm x A50) / t0,2 > 12000.

[0067] A invenção será agora adicionalmente explanada por meio dos seguintes exemplos não-limitativos.

[0068] EXEMPLO 1: Aços A a F tendo as composições químicas mostradas na Tabela 1 foram laminados a quente sob as condições dadas na Tabela 2, produzindo aços 1A a 38F com uma espessura (t) na faixa de 2,8 a 4,1 mm. Além da composição química, a Tabela 1 também proporciona uma indicação para Ar3, isto é, a temperatura na qual a austenita-para-transformação de ferrita após resfriamento do aço se inicia e a ferrita começa a se formar. Como uma medida indicativa para Ar3, a seguinte equação é usada:Ar3 = 902 - (527 x C) - (62 x Mn) + (60 x Si)

[0069] A Tabela 2 proporciona detalhes sobre as condições de processo (Tint, ROT = Temperatura da Mesa de Execução Intermediária; Δt1 = Tempo entre moagem de acabamento de saída e resfriamento primário de partida no ROT para Tint.ROT; CR1 = Taxa de Resfriamento Primária), os parâmetros que descrevem o resfriamento secundário na ROT (Δt2 = Tempo de resfriamento secundário na ROT para a temperatura de bobinamento (CT); CR2 = Taxa de Resfriamento Secundária). CRav é a taxa de resfriamento média do FRT para CT. Os aços laminados a quente todos captados antes do teste de tensão e teste de HEC. As propriedades de tensão reportadas dos aços 1A a 38F na Tabela 3 são baseados na geometria de tensão A50 com teste de tensão paralelo à direção de laminação de acordo com EN-ISO 6892-1 (2009) (Rp0,2 = 0,2% de prova de compensação ou resistência de rendimento; Rm = resistência à tensão final; YR = proporção de rendimento (Rpo.2/Rm); Ag = alongamento uniforme; A50 = A50 alongamento de tensão; ReH = prova superior ou resistência de rendimen- to; ReL = prova inferior ou resistência de rendimento; Ae = alongamento de ponto de rendimento).

[0070] O produto de Rm e alongamento de tensão (A50 no presente caso), Rm x A50, é relacionado como uma medida para o grau ao qual o aço pode absorver energia quando ele é deformado. Este parâmetro é de relevância para produção quando a chapa de aço é formada a frio para produzir um componente de chassis automotivo particular ou similares, e para avaliar sua resistência à fratura e subsequente falha durante formação a frio. Desde que o alongamento de tensão depende parcialmente da espessura (t) da tira ou chapa de aço, e é proporcional a t0,2 de acordo com a equação de Oliver, a medida para absorver energia por uma tira ou chapa de aço pode também ser expressa como (Rm x A50) / t0,2 para permitir uma comparação direta entre chapas e tiras de aço com espessura diferente.

[0071] Para determinar o HEC (À), que é considerado para ser um critério para o grau de SFF, três amostras quadradas (90 x 90 mm2) foram cortadas de cada chapa de aço, seguido por puncionamento de um furo de 10 mm de diâmetro (d0) no centro da amostra de aço. O teste de HEC das amostras foi feito com rebarba para cima. Uma punção cônica de 60° foi empurrada de baixo e o diâmetro do furo df foi medido quando uma fratura através da espessura se formou. O HEC (7) foi calculado usando a fórmula abaixo com d0 igual a 10 mm:

[0072] Os HECs das chapas 1A a 38F são reportados na Tabela 3.

[0073] As microestruturas de chapas de aço 1A a 38F foram caracterizadas com Electron BackScatter Diffraction (EBSD) para identificar o caráter predominante da microestrutura, e para determinar seus constituintes de fase e frações. Para esta proposta, os seguintes pro-cedimentos foram seguidos com relação à preparação da amostra, coleta de dados de EBSD, e avaliação de dados de EBSD.

[0074] As medições de EBSD foram conduzidas em seções cruzadas paralelas à direção de laminação (plano RD-ND) montadas em uma resina condutiva e mecanicamente polida a 1 pm. Para obter uma superfície totalmente livre de deformação, a etapa de polimento final foi conduzida com sílica coloidal (OPS).

[0075] O Microscópio Eletrônico de Varredura (SEM) usado para as medições de EBSD foi uma máquina Zeiss Ultra 55 equipada com um Field Emission GUN (FEG-SEM) e um sistema EDAX PEGASUS XM 4 HIKARI EBSD. As varreduras do EBSD foram coletadas no plano RD-ND das chapas de aço. As amostras foram colocadas sob um ângulo de 70° no SEM. A tensão de aceleração foi 15kV com a opção de alta corrente ligada. Uma abertura de 120 μm foi usada e a distância de operação foi 17 mm durante varredura. Para compensar o alto ângulo de inclinação da amostra, a correção de foco dinâmico foi usada durante varredura.

[0076] As varreduras de EBSD foram capturadas usando o Tex-SEM Laboratories (TSL) software OIM (Orientation Imaging Microscopy) Data Collection version 7.0.1. Tipicamente, as seguintes configurações de coleta de dados foram usadas: câmera Hikari a comparti- mentação 6 x 6 combinada com subtração antecedente padrão. A área de varredura foi em todos os casos localizada em uma posição de % da espessura da amostra.

[0077] O tamanho da varredura de EBSD foi em todos os casos 100 x 100 μm, com um tamanho de etapa de 0,1 μm, e uma taxa de varredura de 80 quadros por segundo. Para todas as amostras de aço 1A a 38F, nenhum RA foi identificado na microestrutura e, consequen-temente, somente Fe (a) foi incluído durante varredura. As configurações de Hough usadas durante coletas de dados foram: Tamanho padrão comprimido de cerca de 96; tamanho de ajuste teta de 1; fração rho de cerca de 90; contagem de pico máximo de 13; contagem de pi- co mínimo de 5; conjunto tipo Hough para clássico; conjunto de resolução Hough para baixo; máscara de convolução de borboleta de 9 x 9; simetria de pico de 0,5; grandeza de pico mínima de 5; distância de pico máxima de 15.

[0078] As varreduras de EBSD foram avaliadas com TSL OIM Analysis software versão 7.1.0. x64. Tipicamente, os conjuntos de dados foram 90° girados sobre o eixo RD para obter as varreduras na orientação correta com relação à orientação de medição. A limpeza de dilatação de grão padrão foi realizada (Ângulo de Tolerância de Grão (GTA) de 5o, um tamanho de grão mínimo de 5 pixéis, critério usado que um grão deve conter séries múltiplas para uma limpeza de interação de dilatação simples).

[0079] O índice de Distribuição do ângulo de Desorientação (MOD) da partição Fe (α) foi calculado usando o seguinte método: a distribuição de ângulo de desorientação normalizado (MOD), incluindo todos os limites, variando de ângulos de 5o a 65° com uma compartimenta- ção de 1o, foi calculada a partir do conjunto de dados EBSD repartidos usando o software TSL OIM Analysis. Similarmente, o MOD teoricamente normalizado de ferrita poligonal aleatoriamente recristalizada (PF) foi calculado com o mesmo ângulo de desorientação e comparti- mentação como a curva medida. Na prática este é o assim denominado MOD baseado em "MacKenzie" incluído no software TSL OIM Analysis. A normalização do MOD significa que a área abaixo do MOD é definida como 1. O índice de MOD é então definido como a área entre a curva teórica (a linha tracejada) e a curva medida (a linha sólida) na Figura 2a (figura de topo) e 2b (figura de fundo), - e pode ser definida como:

[0080] com MMOD como a intensidade no ângulo i (variando de 5o a 65°) do MOD medido e RMOD como a intensidade no ângulo do MOD à base teórico ou de "MacKenzie" de PF aleatoriamente recristalizado.

[0081] A linha sólida nas Figuras 2a e 2b representa o MOD medido e a curva tracejada representa a curva de ângulo de desorientação teórica para uma estrutura de ferrita poligonal aleatoriamente recrista- lizada (PF). A Figura 2a mostra uma curva de MOD para uma amostra exemplar com uma microestrutura tendo um caráter predominantemente de ferrita poligonal (PF). A Figura 2b mostra uma curva de MOD de uma amostra exemplar com uma microestrutura tendo um caráter predominantemente acicular/bainítico (AF/BF). O índice de MOD varia por definição de 0 a quase 2; quando a curva medida é igual à curva teórica, as áreas entre as duas curvas é 0 (índice de MOD será 0), pelo que se existe (quase) nenhuma sobreposição de intensidade entre as duas curvas de distribuição, o índice de MOD é (quase) 2. Desse modo, conforme ilustrado na Figura 2, o MOD contém Informação da natureza da microestrutura e o índice de MOD pode ser usado para avaliar o caráter de uma microestrutura baseado em uma quantitativa e, consequentemente, mais abordagem não-ambígua do que baseado nos métodos convencionais, tal como microscopia ótica de luz. Uma microestrutura de PF totalmente terá um MOD não-modal com muita da intensidade na faixa 20° a 50° e uma intensidade de pico ao redor de 45°. Em contraste, uma microestrutura completa de AF/BF terá um MOD bimodal forte com intensidades de pico em entre 5o a 10° e 50° a 60° e pouca intensidade na faixa de 20° a 50°. Consequentemente, um baixo índice de MOD e uma alta intensidade de MOD de 20° a 50° no presente exemplo é uma assinatura clara de uma microestrutura pre-dominantemente de PF, pelo que um alto índice de MOD e uma baixa intensidade de MOD de 20° a 50° é uma assinatura clara de uma mi- croestrutura predominantemente de AF/BF.

[0082] Além de uma avaliação qualitativa do caráter da matriz em termos de ferrita acicular/bainítica (AF/BF) versus ferrita poligonal (PF), o índice de MOD foi também usado para determinar quantitati-vamente as frações de volume de PF e AF/BF. A Figura 3 mostra um gráfico com a fração de volume AF/BF (% em vol.) plotada contra o índice de MOD, em que um relacionamento linear entre fração de volume AF/BF e índice de MOD é assumido. A linha negra sólida com círculos abertos em 0 e 100% AF/BF ilustra o relacionamento teórico da quantidade de AF/BF como uma função do índice de MOD. Contudo, os inventores verificaram que uma microestrutura com um índice de a MOD na faixa de 1,1 a 1,2 pode já ser classificada baseado na microscopia ótica de luz como exclusivamente ou 100% de AF/BF. Consequentemente, no presente exemplo, um relacionamento mais empírico entre a fração de volume de AF/BF e índice de MOD foi verificada onde um tipo 100% de PF de microestrutura tem um índice de MOD de 0, e um tipo 100% de AF/BF de microestrutura tem um índice de MOD de 1,15. Este relacionamento é ilustrado com a linha tracejada na Figura 3 com símbolos de triângulo fechado em 0 e 100% de AF/BF, e é dado por:AF/BF = 86,96 x índice de MOD

[0083] No presente caso, a quantidade de PF é assumida para ser: PF = 100-AF/BF

[0084] com AF/BF e PF expressos em percentagem de volume da microestrutura total. O procedimento de EBSD conforme aqui descrito foi usado para quantificar as frações de volume de AF/BF e PF das microestruturas de chapas de aço 1A a 38F. O índice de MOD e frações de volume de PF e AF/BF são dados na Tabela 3, juntos com as propriedades de tensão e o HEC das chapas de aço 1A a 38F, e o ta-manho de grão médio baseado na análise de EBSD. Baseado nas ob-servações de microscopia ótica de luz e EBSD, os inventores verificaram que em todos os casos, as microestruturas totais das chapas de aço 1A a 38F foram substancialmente ferríticas de fase simples, con-sistindo em ferrita poligonal (PF) e/ou ferrita acicular/bainítica (AF/BF), e no qual a fração de volume total da soma de constituintes de fase ferrítica antes mencionados foi não mais baixa do que 95%. A micros- copia ótica de luz convencional revelou que em todos os casos a fração de volume de cementita e/ou pearlita foi mais baixa do que 5%.

[0085] As chapas de aço 1A a 6A e 7B a 14B correspondem com uma química à base de NbVMo- e NbV, respectivamente, e foram, em todos os casos, produzidas com um tratamento de cálcio.

[0086] O Ar3 previsto para chapas de aço 1A a 14B é cerca de 775°C. Com FRT para estas chapas de aço de 890 a 910°C, todas as chapas de aço foram produzidas de acordo com as condições de pro-cesso postas no EP12167140 e EP13154825 para uma liga à base de NbVMo- ou NbV, respectivamente. O mesmo se mantém para a taxa de resfriamento média na ROT e a temperatura de bobinamento usada para produzir chapas de aço 1A a 14B. A taxa de resfriamento média e temperatura de bobinamento para chapas de aço 1A a 14B foi na faixa de 13 a 17°C/s e 615 a 670°C, respectivamente.

[0087] Contudo, olhando no primeiro exemplo nas propriedades de tensão e capacidades de expansão de furo das chapas de aço 1A a 6A, fica claro que uma liga à base de NbVMo similar a aço A em combinação com uma microestrutura de fase ferrítica substancialmente simples não conduz à combinação desejada de uma resistência à tensão mínima de 580 MPa e HEC de 90%, ou 750 MPa e 60%, respectivamente, ou 980 MPa e 30%, respectivamente.

[0088] As microestruturas das chapas de aço 1A a 14B são todas substancialmente ferríticas de fase simples, isto é, a quantidade de cementita e/ou pearlita para chapas de aço 1A a 14B é no máximo 3 % em vol. ou menos. Contudo, o HEC das chapas de aço 1A a 14B é escasso em comparação aos níveis de resistência à tensão acompa-nhantes.

[0089] Para produzir as chapas de aço 15C a 22C, outra aborda gem foi tomada. Nenhum tratamento de cálcio foi usado para suprimir a quantidade de inclusões à base de AlxOy no aço. Além disso, as condições de laminação a quente e condições de resfriamento de ROT foram modificadas. Ao invés de Tin, FT7 e FRT na faixa de 930 a 940°C e 890 a 910°C, respectivamente, para chapas de aço 1A a 14B, temperaturas consideravelmente mais altas foram usadas para produzir chapas de aço 15C a 22C. Para estas chapas de aço, Tin, FT7 e FRT foram na faixa de 990 a 1010°C e 960 a 990°C, respectivamente. Além de uma modificação nas condições de laminação final, a trajetória de resfriamento na ROT foi mudada. Para chapas de aço 15C a 22C, a taxa de resfriamento no início da ROT foi consideravelmente mais alta do que usada para chapas de aços 1A a 14B. Ao invés de resfriamento relativamente suave na faixa de 20 a 35°C/s por cerca de 8 a 10 segundos conforme usado para chapas de aço 1A a 14B, as chapas de aço 15C a 22C foram submetidas a resfriamento muito mais intenso com uma taxa de resfriamento na faixa de 60 a 80°C/s por cerca 4 a 5 segundos. Para todos os aços, isto é, 1A a 22C, o resfriamento inicial a uma temperatura intermediária na ROT na faixa de 640 a 700°C, foi seguido por resfriamento relativamente suave adicional à temperatura de bobinamento final em entre 610 a 670°C.

[0090] Similar às chapas de aço 1A a 14B, as microestruturas das chapas de aço 15C a 22C foram todas substancialmente ferríticas de fase simples com no máximo 3 % em vol. ou menos de cementita e/ou pearlita. Contudo, análise de EBSD revelou que o índice de MOD associado com as microestruturas de chapas de aços 15C a 22C é signi- ficantemente mais alto do que aquele das chapas de aços 1A a 14B. Pelo que o índice de MOD das chapas de aço 1A a 14B é na faixa de 0,2 a 0,44, chapas de aços 15C a 22C têm valores de índice de MOD em entre 0,5 a 0,8. O índice de MOD substancialmente mais alto das chapas de aço 15C a 22C revelou que o MOD tem uma assinatura significantemente diferente e que parte da morfologia da ferrita das chapas de aços 15C a 22C é essencialmente diferente daquela das chapas de aço 1A a 14B. Conforme já discutido, o índice de MOD au-mentado é uma reflexão de uma fração aumentada de ferrita acicu- lar/bainítica na microestrutura ferrítica total às custas da ferrita poligonal. Baseado no índice de MOD, a fração de volume de ferrita poligonal (PF) para chapas de aço 15C a 22C é estimada para estar na faixa de cerca de 35 a 56%, pelo que a fração de PF das chapas de aço 1A a 14B é estimada para ser significantemente mais alta com valores na faixa de 62% a 80%. Comparando a fração AF/BF para chapas de aços 15C a 22C com aquela de chapas de aços 1A a 14B mostra que a primeira contém cerca de 44 a 65% de AF/BF, pelo que a última desta está na faixa de 20% a 38%.

[0091] A análise acima ilustra que as temperaturas aumentadas para a parte final de laminação final, bem como a taxa de resfriamento aumentada no início da ROT, conduzem a uma mudança na mistura de PF e AF/BF e promove a formação de AF/BF às custas da PF. Isto, por sua vez, tem uma influência altamente benéfica no HEC sem qualquer efeito maior para rendimento e resistência à tensão ou alongamento de tensão. Os valores de HEC medidos para chapas de aço 15C a 22C são muitos do que aqueles das chapas de aço 1A a 14B com resistência à tensão similar. Pelo que o HEC das chapas de aço com resistência à tensão de 780 MPa ou mais alta a partir da coletiva de 1A a 14B está na faixa de 35 a 60%, o HEC das chapas de aço com resistência à tensão de 780 MPa ou mais alta a partir da coletiva de 15C a 22C está na faixa de 75 a 100%.

[0092] Uma comparação do desempenho de HEC e microestrutu-ras de chapas de aço 23D a 28D, por um lado, e 29D, por outro lado, mostra que não é somente o tratamento de cálcio que pode desempenhar um papel, mas primeiro as condições de laminação a quente e Condições de resfriamento de ROT. Paras todas as chapas de aço 23D a 29D, nenhum tratamento de cálcio foi usado, e a única diferença entre as chapas de aço 23D a 28D, por um lado, e 29D, por outro lado, são as condições de laminação a quente e condições de resfriamento de ROT usadas. Para as chapas de aço 23D a 28D, Tin, FT7 e FRT foram na faixa de 920 a 970°C e 900 e 940°C, respectivamente, pelo que para a chapa de aço 29D, esta foi consideravelmente mais alta com valores de 1000 e 963°C, respectivamente. Também, a taxa de resfriamento no início da ROT foi consideravelmente mais alta para as chapas de aço 29D: cerca de 71°C/s para 29D, versus 27 a 44°C/s para as chapas de aço 23D a 28D. Embora as microestruturas de todas as chapas de aço 23D a 29D são substancialmente ferríticas de fase simples, as temperaturas aumentadas para laminação final em combinação com resfriamento aumentado da tira de aço no início da ROT usada para a chapa de aço 29D, conduz a um aumento na fração de ferrita acicular/bainítica às custas de ferrita poligonal, e conduz a um aumento substancial no HEC sem comprometer significantemente as propriedades de tensão. Isto é refletido nos valores de índice de MOD medidos, isto é, chapas de aço 23d a 28D têm valores de índice de MOD na faixa de 0,30 a 0,45, pelo que aquele para a chapa de aço 29D é consideravelmente mais alto com um valor de 0,65. Com relação à capacidade de expansão de furo, os valores para chapas de aços 23D a 28D são na faixa de 35 a 53%, pelo que o HEC da chapa de aço 29D é 81%.

[0093] Também para aço E - chapas de aços 30E a 36E - a influência das condições de laminação a quente e Condições de resfri-amento de ROT nas propriedades de tensão, capacidade de expansão de furo, e microestrutura, foi investigada. A influência vista para aço E é similar àquela observada com relação ao HEC e microestrutura para chapas de aço 23D a 28D versus chapa de aço 29D: um aumento na temperatura de laminação final e a taxa de resfriamento inicial no início da ROT conduz a um substancial aumento na HEC, e em uma mudança nas frações de volume de PF e AF/BF na microestrutura de fase ferrítica total substancialmente simples. A última é novamente refletida em um aumento do índice de MOD, isto é, chapas de aço 30E a 35E têm valores de índice de MOD na faixa de 0,25 a 0,42, pelo que para chapa de aço 36E esta é cerca de 0,50. O correspondente HEC para as chapas de aços 30E a 35E é na faixa de 35 a 56%, pelo que aquela da chapa de aço 36E é substancialmente mais alta com um valor medido de 65%.

[0094] Pelo que o HEC como uma medida para o SFF tem um suporte na produtibilidade de um componente de chassis automotivo fora de uma chapa de aço particular, a PEF é considerada como uma medida para a fadiga de borda crítica de um componente de chassis automotivo uma vez que em Serviço. Para determinar o PEF, amostras retangulares (185 x 45 mm2) com o eixo longitudinal paralelo à direção de laminação foram cortadas de um número de chapa de aço, seguido por puncionamento (puncionamento simples) de um furo de 15 mm de diâmetro no centro da amostra de aço. A geometria destas amostras de PEF foi designada de modo que a concentração de tensão na circunferência do furo é grande o bastante para assegurar que a fratura de fadiga sempre se inicia próxima ao furo. Isto significa que as amostras retangulares podem ser simplesmente cortadas com cisalhadores de guilhotina sem a necessidade de lixamento/polimento adicional conforme é normalmente o caso com o período de estresse do substrato regular ou teste de fadiga de S-N (Tensão em (em MPa) como uma função de ciclos para falha (Nf)). As chapas de aços investigadas foram todas puncionadas com uma punção de 15 mm. As chapas de aço 6A e 15C, com uma espessura de cerca de 3,05 e 3,04 mm, respecti-vamente, foram puncionadas em combinação com um molde de 15,8 mm, carregamento para uma liberação de 13,1 a 13,2%, respectivamente, para estas chapas de aço. Para a chapa de aço 29D, com uma espessura de 2,89 mm, um molde de 15,5 mm foi usado, que conduz a uma liberação de 8,7%. A liberação (Cl em percentagem) é calculada baseada no diâmetro do molde (ddie em mm), e diâmetro da punção (dpunch, neste caso, 15 mm), e a espessura (t em mm) da chapa de aço de acordo com:

[0095] Todos os testes de PEF foram efetuados com uma máquina de teste hidráulico uniaxial e um valor-R de teste (carga mínima/carga máxima) de 0,1. As cargas foram convertidas em tensões de modo a remover a influência de espessura de material por divisão da carga de teste pela área de seção transversal na parte intermediária da amostra de teste de fadiga de furo puncionado (isto é, largura da amostra menos o tamanho medido do furo). O critério de falha usado para o teste de PEF foi um aumento de 0,1 mm no deslocamento.

[0096] Os resultados do teste de PEF são mostrados na Tabela 4 junto com uma indicação de condições de processo (Ca = tratamento de cálcio, sim ou não; HSM = temperaturas de laminação final, Condições de resfriamento de ROT, e temperatura de bobinamento de acordo com a presente invenção, sim ou não), propriedades de tensão (Rp0.2 = 0.2% prova de compensação ou resistência de rendimento; Rm = resistência à tensão final; A50 = A50 alongamento de tensão), HEC (7), e características micro estruturais (PF = fração de volume de ferrita poligonal; AF/BF = fração de volume de ferrita acicular/bainítica; Índice de MOD). Características relevantes para descrever a Resistência de PEF na Tabela 4 são a tensão de fadiga máxima (αmax) e a pro- porção (em percentagem) de tensão de fadiga máxima (αmax) sobre Rm a 1x105 ciclos para uma liberação particular (Cl) usada para punci- onar chapa de aço. Também apresentada na Tabela 4 é uma avaliação ótica da quantidade de fratura quando o substrato de aço é punci- onado. O grau de fratura é expresso em percentagem da circunferência do furo puncionado.

[0097] Em geral, o desempenho do PEF de um aço é grandemente controlado pela rugosidade da superfície da zona de fratura da borda puncionada e a quantidade de tensão e dano acumulado no interior da chapa de aço próximo à borda puncionada. Estas características, por sua vez, são parcialmente determinadas pela microestrutura e resposta mecânica do substrato de aço, bem como a influência das condições de puncionamento, incluindo - em particular - a liberação entre a punção e o molde. É conhecido que um aumento na liberação é provavelmente para ser acompanhado por um aumento na rugosidade da zona de fratura, que, por sua vez pode, conduz a uma deterioração da PEF. Além disso, à medida que a liberação é aumentada, a quantidade de tensão e - em particular - dano interno devido à presença de segregação (linha de centro) e/ou inclusões, pode aumentar. Este dano interno pode conduzir a fratura, vazios internos e micro fraturas potencialmente internas dentro do substrato de aço, que todos podem atuar como elevadores de tensão locais durante carregamento de fadiga cíclico e, consequentemente, pode prejudicar o desempenho do PEF.

[0098] A Figura 4 mostra um gráfico esquemático, ilustrando a influência da resistência de rendimento (Rp0,2) na fadiga de S-N do substrato, bem como no PEF para um aço ferrítico e um aço de multi- fase com resistência à tensão idêntica, e puncionado com liberação similar, apesar que ambos aços têm uma resistência de rendimento significantemente diferente. Conforme conhecido, aços ferríticos, tais como aços HSLA convencionais, mas também o aço reforçado de pre-cipitação de fase simples conforme definido na presente invenção tem uma resistência de rendimento relativamente alta com uma proporção de rendimento típica na faixa de 0,85 a quase 1. Em contraste, aços de multifase similares a aços de fase dupla (DP) ou de uma fase complexa (CP) tipicamente têm uma resistência de rendimento consideravelmente mais baixa e uma proporção de rendimento tipicamente na faixa de 0,5 a 0,85. A regra geral é que um aço com uma alta resistência de rendimento terá uma resistência de fadiga de S-N de substrato substancialmente mais alta do que um aço com uma baixa resistência de rendimento. No caso de fadiga de S-N de substrato, a resistência de fadiga é controlada por nucleação e crescimento da fratura de fadiga durante carregamento cíclico, que é grandemente controlada pela rugosidade da superfície da chapa de aço e microestrutura, respectivamente.

[0099] Contudo, uma vez que a chapa de aço é puncionada, o desempenho de fadiga de S-N é grandemente controlado pelo furo pun- cionado como concentração de tensão na circunferência do furo é pro-vavelmente para ser maior do que em qualquer lugar na chapa de aço. Por sua vez, isto conduzirá à nucleação de fratura de fadiga e cresci-mento próximo ao furo na chapa de aço.

[00100] Conforme ilustrado na Figura 4, o puncionamento das chapas de aço conduz a uma substancial queda no desempenho de fadiga do período de estresse (S- N). Um aço com uma alta resistência de rendimento experimentará tipicamente uma redução substancialmente mais alta no desempenho de fadiga uma vez que a chapa de aço é puncionada do que um aço com uma resistência de rendimento relativamente baixa. A consequência disto é ilustrada na Figura 4, realçando que após puncionamento, as curvas de fadiga do período de tensão de graus de aço ferrítico e de multifase quase vistos para colidirem e que - em contraste à fadiga de substrato do período de tensão con-vencional - a tensão de rendimento não mais determina a ordem das curvas. Ao invés, outros fatores, similares a condição da borda punci- onada, isto é, a rugosidade da superfície da zona de fratura, e a tensão e dano interior na chapa de aço próxima à parede da borda punci- onada determinará a posição da curva de PEF similar à tensão. Con-sequentemente, é crucial assegurar que o PEF de aços de alta resis-tência alvos seja suficientemente alto para garantir qualquer menor calibre potencial sem perda no desempenho.

[00101] Já foi mostrado nas Tabelas 2 e 3 que o aço ferrítico de fase simples reforçado de nano precipitação da presente invenção é capaz de acomodar alta resistência combinada com alto alongamento de tensão e alta capacidade de expansão de furo. A correspondente mi- croestrutura consiste em uma mistura de ferrita poligonal e ferrita aci- cular/bainítica. Em particular, os últimos constituintes de ferrita são acreditados serem essenciais para promover excelente capacidade de expansão de furo. Os exemplos comparativos anteriores mostram que uma fração muito alta de ferrita poligonal às custas de ferrita acicu- lar/bainítica conduz a baixo HEC e, consequentemente, à fratura prematura e falha uma vez que um furo puncionado é estirado. Neste contexto, os constituintes de fase acicular/bainítica requeridos para a presente invenção são acreditados aumentaram a resistência ao dano da chapa de aço quando submetidos à deformação local intensa conforme é o caso quando a chapa de aço é puncionada, cortada ou cisa- lhada. Em particular, ferrita acicular, que pode nuclear nas inclusões no aço, é acreditada ser capaz de embutir inclusões localmente em uma matriz de grão fino, tornando sua presença menos nociva quando o aço é pesadamente deformado durante puncionamento ou similares. Além disso, a morfologia da ferrita fina e intricada dos constituintes acicular e bainíticos de fase de ferrita é acreditado suprimir propaga ção de fratura. Estes aspectos, juntos com prevenção ou pelo menos supressão de qualquer segregação (linha de centro) que pode conduzir à fratura sob puncionamento, e prevenção ou pelo menos supressão da presença de inclusões à base de sulfito e à base de óxido (isto é, inclusões com um diâmetro de 1 pm ou maiores) na microestrutura final, são de relevância para assegurar que a redução no desempenho de fadiga para o aço ferrítico de fase simples reforçado de nano precipitação da presente invenção, é mantida à um mínimo. Neste contexto, um baixo teor de S, opcionalmente em combinação com evitar um tratamento de cálcio durante produção de aço, e tentando promover que inclusões à base de AlxOy sejam dadas tempo suficiente para sair do aço líquido, é benéfico para reduzir a quantidade de inclusões à base de sulfito e à base de óxido. Também, é benéfico para a presente invenção dispor produção e fundição de aço de tal modo que segregação, e, em particular, segregação de linha de centro é suprimida ou mesmo completamente seja impedida.

[00102] A Tabela 4 mostra o desempenho do PEF e a liberação de molde de punção usados para um exemplo comparativo e dois exemplos da invenção para a presente invenção, juntos com uma indicação de condições de processo relevantes e informação nas correspondentes propriedades de tensão, capacidade de expansão de furo, liberação, bem como características micro estruturais derivadas de análises de EBSD e uma avaliação do grau de fratura após puncionamento. O desempenho do PEF é medido aqui como a resistência de fadiga máxima Gmáx a 1x105 ciclos para falha expressa em Mpa, e como a proporção (em percentagem) de tensão de fadiga máxima (amáx) sobre Rm a 1x105 ciclos para uma liberação particular (Cl) usada para punci- onar a chapa de aço. As liberações usadas para as chapas de aço mostradas na Tabela 4 são cerca de 13% para as chapas de aço 6A e 15C, e 8,7% para a chapa de aço da invenção 29D.

[00103] Os dados mostram que o PEF conforme expresso pela resistência de fadiga máxima Cmáx a 1x105 ciclos para falha para chapa de aço comparativa 6A é 296 MPa, pelo que para a chapa de aço da invenção 15C com espessura idêntica prática e liberação usadas para puncionamento é substancialmente mais alta com um valor de 314 MPa. A mesma tendência se mantém para a proporção de ümáx/Rm a 1x105 ciclos para falha para a chapa de aço comparativa 6A e a chapa de aço da invenção 15C, isto é, 35,2% versus 37,8%, respectivamente. O desempenho aperfeiçoado do PEF da chapa de aço 15C a 6A é atribuído - em analogia àquela discutida anteriormente em relação ao HEC - ao fato que o teor de S foi mantido baixo, nenhum tratamento de cálcio foi usado, e ao fato que a laminação final, ROT e condições de bobinamento estavam em linha com a presente invenção, conduzindo a microestrutura desejada consistindo em uma mistura de ferrita poligonal e ferrita acicular/bainítica com no máximo 60% de PF, e pelo menos 40% de AF/BF no caso da chapa de aço 15C. Outra observação colidente é que para a chapa de aço comparativa 6A, fratura extensiva foi observada, cobrindo 80 a 100% da circunferência do furo puncionado. Para a chapa de aço da invenção 15C, o grau de fratura foi no máximo 5% após puncionamento. A forte redução na fratura está associada com uma forte diminuição na quantidade de segregação de linha de centro e uma redução na quantidade de inclusões à base de AlxOy relativamente grandes para a chapa de aço da invenção 15C comparada à chapa de aço comparativa 6A.

[00104] A Tabela 4 também mostra detalhes relacionados ao exemplo da invenção 29D. Para avaliar o desempenho do PEF desta chapa de aço, uma liberação de 8,7% foi usada. Também esta chapa de aço mostra pouca ou nenhuma evidência de fratura após puncio- namento e distribui uma boa resistência de PEF a 1x105 ciclos para falha de 331 MPa baseado na microestrutura desejada de uma mistura de ferrita poligonal e ferrita acicular/bainítica com - neste caso da in- venção particular - no máximo 50% PF e pelo menos 50% de AF/BF.Tabela 1: Composição das chapas

Tabela 2: Condições de processo dos aços

Tabela 3: Tensão e Propriedades de HEC de aços e sua microestrutura

Tabela 4: Tensão e Propriedades de PEF de aços e sua microestrutura

Claims

1. Método para produção de uma tira de aço de alta resis-tência laminada a quente com resistência à tensão de pelo menos 570 MPa, de preferência, pelo menos 780 MPa, com uma excelente com-binação de alongamento de tensão, SFF, e resistência de PEF, carac-terizado pelo fato de compreender as etapas de: • fundir uma placa, seguida pela etapa de reaquecer a placa solidificada a uma temperatura entre 1050 e 1260°C; • laminar a quente a placa de aço com uma temperatura de entrada para o suporte de laminação final entre 980 e 1100°C; • terminar referida laminação a quente a uma temperatura de laminação final entre 950 e 1080°C; • resfriar a tira de aço laminada a quente com uma taxa de resfriamento primária entre 50 a 150°C/s a uma temperatura interme-diária na ROT entre 600 e 720°C; • e seguido por o aquecer suave o aço entre 0 e +10 °C/s de calor latente resultante a partir da transformação de fase de austenita-para-ferrita, ou; o manter o aço isotérmico, ou; o resfriar suave o aço, conduzindo no todo a uma taxa de mudança de temperatura no estágio secundário da ROT de -20 a 0°C/s; • para alcançar a temperatura de bobinamento entre 580 e 660 °C; e em que o aço compreende (em % em peso): • entre 0,015 e 0,15% de C; • no máximo 0,5% de Si; • entre 1,0 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; • opcionalmente um ou mais de o pelo menos 0,05 e/ou no máximo 0,7% de Mo; o pelo menos 0,15 e/ou no máximo 1,2% de Cr; o pelo menos 0,01 e/ou no máximo 0,1% de Nb; • opcionalmente Ca em uma quantidade consistente com um tratamento de cálcio para controle de inclusão; • restante Fe e impurezas inevitáveis; e no qual o aço possui uma microestrutura de fase ferrítica simples que contém uma mistura de ferrita poligonal (PF) e ferrita aci- cular/bainítica (AF/BF), e no qual a fração de volume total da soma de referidos constituintes de ferrita é pelo menos 95%, e referidos consti-tuintes de ferrita são reforçados com carbeto composto fino e/ou preci-pitados de carbo-nitrito consistindo em V e, opcionalmente, Mo e/ou Nb.

2. Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que nenhum tratamento de cálcio é usado, e qualquer Ca presente no aço é uma impureza inevitável a partir do processo de pro-dução de aço, e o aço contém no máximo 0,003%, ou de preferência no máximo, 0,002%, ou mais de preferência no máximo, 0,001% de S.

3. Método, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracteri-zado pelo fato de que a temperatura de entrada para o suporte de la- minação final é no máximo 1050°C.

4. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, caracterizado pelo fato de que a temperatura de laminação final é no máximo 1030°C.

5. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizado pelo fato de que a taxa de resfriamento primária é pelo menos 60°C/s e/ou no máximo 100°C/s à temperatura intermediária, de preferência no qual a temperatura intermediária é pelo menos 630°C e/ou no máximo 690°C.

6. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, caracterizado pelo fato de que o resfriamento à temperatura in-termediária é seguido por: • aquecer efetivamente suavemente entre 0 e +5°C/s devido ao calor latente resultante a partir da transformação de fase de aus- tenita-para-ferrita, ou; • manter isotérmica, ou; • resfriar efetivamente suavemente, conduzindo no todo a uma taxa de mudança de temperatura no estágio secundário do ROT de -15 a 0°C/s; para alcançar a temperatura de bobinamento, de preferência em que a temperatura de bobinamento é pelo menos 600°C e/ou no máximo 650°C.

7. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 6, caracterizado pelo fato de que a tira de aço laminada a quente bobinada é deixada resfriar gradualmente à temperatura ambiente, ou é submetida a resfriamento por imersão da bobina em uma bacia de água ou por resfriamento ativamente da bobina com uma pulverização de água à temperatura ambiente.

8. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 7, caracterizado pelo fato de que a tira laminada a quente após um tratamento de remoção de escala de superfície é submetida a um pro-cesso de revestimento para assegurar que o aço seja protegido de corrosão com um zinco ou revestimento de liga de zinco, no qual o re-vestimento de liga de zinco, de preferência, contém alumínio e/ou magnésio como seus elementos de liga principais.

9. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 8, caracterizado pelo fato de que a tira de aço laminada a quente tem uma microestrutura de fase ferrítica simples que contém (em percenta-gem de volume da matriz) uma mistura de: • no máximo 60% de ferrita poligonal (PF) e pelo menos 40% de ferrita acicular/bainítica (AF/BF) ou; • no máximo 50% de ferrita poligonal e, de preferência, pelo menos 50% de ferrita acicular/bainítica ou; • no máximo 30% de ferrita poligonal e pelo menos 70% de ferrita acicular/bainítica.

10. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 9, caracterizado pelo fato de que o índice de MOD da micro- estrutura da tira de aço laminada a quente conforme medido com a técnica de Electron BackScatter Diffraction (EBSD) é pelo menos 0,45, de preferência, pelo menos 0,50, mais de preferência pelo menos 0,60, ainda mais de preferência, pelo menos 0,75.

11. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 10, caracterizado pelo fato de que a tira de aço laminada a quente tem uma resistência à tensão de pelo menos 570 Mpa, e um HEC de 90% ou mais alto, e em que o aço compreende (em % em peso): • entre 0,02 e 0,05% de C; • no máximo 0,25% de Si; • entre 1,0 e 1,8% de Mn; • no máximo 0,065% de Al_sol; • no máximo 0,013% de N; • entre 0,12 e 0,18% de V; • entre 0,02 e 0,08% de Nb; • e opcionalmente, entre 0,20 e 0,60% de Cr.

12. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 8, caracterizado pelo fato de que a tira de aço laminada a quente tem uma resistência à tensão de pelo menos 780 MPa e um HEC de 65% ou mais alto, e em que o aço compreende (em % em peso): • entre 0,04 e 0,06% de C; • no máximo 0,30% de Si; • entre 1,0 e 1,8% de Mn; • no máximo 0,065% de Al_sol; • no máximo 0,013% de N; • entre 0,18 e 0,24% de V; • entre 0,10 e 0,25% de Mo; • entre 0,03 e 0,08% de Nb; • e opcionalmente, entre 0,20 e 0,80% de Cr.

13. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 8, caracterizado pelo fato de que a tira de aço laminada a quente tem uma resistência à tensão de pelo menos 980 MPa e um HEC de 40% ou mais alto, e em que o aço compreende (em % em peso): • entre 0,08 e 0,12% de C; • no máximo 0,45% de Si; • entre 1,0 e 2,0% de Mn; • no máximo 0,065% de Al_sol; • no máximo 0,013% de N; • entre 0,24 e 0,32% de V; • entre 0,15 e 0,40% de Mo; • entre 0,03 e 0,08% de Nb; • e, opcionalmente, entre 0,20 e 1,0% de Cr.

14. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 13, caracterizado pelo fato de que a tira de aço laminada a quente tem: • uma resistência à tensão de pelo menos 570 MPa e um HEC de 90% ou mais alto, ou • uma resistência à tensão de pelo menos 780 MPae um HEC de 65% ou mais alto, ou • uma resistência à tensão de pelo menos 980 MPa e um HEC de 40% ou mais alto, e em que (Rm x A50) / t0,2 > 10000 ou de preferência (Rm x A50) / t0,2 > 12000.

15. Método, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 14, caracterizado pelo fato de que a tira de aço laminada a quente tem: • uma resistência à tensão de pelo menos 570 MPa e um HEC de 90% ou mais alto, e em que a tensão de fadiga máxima é pelo menos 280 MPa, de preferência, pelo menos 300 MPa, a 1x105 ciclos para falha com uma proporção de tensão de 0,1 e a liberação de pun- cionamento de 8 a 15 %, ou; • uma resistência à tensão de pelo menos 780 MPa e um HEC de 65% ou mais alto, e em que a tensão de fadiga máxima é pelo menos 300 MPa, de preferência, pelo menos 320 MPa, a 1x105 ciclos para falha com uma proporção de tensão de 0,1, e uma liberação de puncionamento de 8 a 15 %, ou; • uma resistência à tensão de pelo menos 980 MPa e um HEC de 40% ou mais alto, e em que a tensão de fadiga máxima é pelo menos 320 MPa, de preferência, pelo menos 340 MPa, a 1x105 ciclos para falha com uma proporção de tensão de 0,1, e uma liberação de puncionamento de 8 a 15%, e em que (Rm x A50) / t0,2 > 10000 ou, de preferência, (Rm x A50) / t0,2 > 12000.