BR112019017622A2 - Chapa de aço laminada a quente, peça de aço forjado, e métodos de produção da mesma - Google Patents

Chapa de aço laminada a quente, peça de aço forjado, e métodos de produção da mesma Download PDF

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Yoshikawa Nobuo
Yonemura Shigeru
Ootsuka Kazuya
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Abstract

a presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente, em que: a composição química da chapa de aço, em % em massa, é c: 0,020-0,070%, si: 0,05-1,70%, mn: 0,60-2,50%, al: 0,005-0,020%, n: > 0,0030-0,0060%, p ¿ 0,050%, s ¿ 0,005%, ti: 0,015-0,170%, nb: 0-0,100%, v: 0-0,300%, cu: 0-2,00%, ni: 0-2,00%, cr: 0-2,00%, mo: 0-1,00%, b: 0-0,0100%, ca: 0-0,0100%, mg: 0-0,0100%, rem: 0-0,1000%, zr: 0-1,000%, co: 0-1,000%, zn: 0-1,000%, w: 0-1,000%, sn: 0-0,050%, saldo: fe e impurezas, ca + mg + rem ¿ 0,0005; a estrutura da chapa metálica é, em % em área, ferrita: 5-70%, bainita: 30-95%, ¿ retida: ¿ 2%, martensita: ¿ 2%, perlita: ¿ 1%, ferrita + bainita ¿ 95%; a densidade numérica de micro depósitos de ti nos grãos de ferrita é 1,0 x 1016 ? 50,0 x 1016 / cm3; =o diâmetro circular equivalente médio dos depósitos de tin é 1,0 ? 10,0 ¿m; o valor médio da menor distância entre depósitos adjacentes de tin é de pelo menos 10,0 ¿m;e o desvio padrão da nanodureza é 1,00 gpa ou menos.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO LAMINADA A QUENTE, PEÇA DE AÇO FORJADO, E MÉTODOS DE PRODUÇÃO DA MESMA.
Campo técnico [001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente e a uma peça forjada de aço, e a seu método de produção.
Antecedentes da Técnica [002] Alta resistência e alta capacidade de trabalho de prensagem são exigidas para chapas de aço usadas em estruturas de chassis de automóveis em vista da melhoria da segurança e da redução de peso. Para atender essas exigências, foi proposta convencionalmente uma chapa de aço de alta resistência que tenha excelente capacidade de expansão de furo (uma alta propriedade de rebarbação). Por exemplo, como uma chapa de aço que tem excelente capacidade de expansão de furo (valor λ), foi relatada uma chapa de aço feita, como fase principal, de ferrita que tem a precipitação reforçada com precipitados finos tais como Ti e Nb e seu método de produção.
[003] O Documento de Patente 1 descreve uma chapa de aço laminada a quente que é forte e tem excelente capacidade de flangeamento no estiramento. O Documento de Patente 2 descreve uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência à tração e alta capacidade de conformação que tem excelente uniformidade de material. O Documento de Patente 3 descreve uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência à tração que tem excelentes alongamento e capacidade de flangeamento no estiramento.
Lista dos documentos da técnica anterior
Documentos de Patente [004] Documento de Patente 1: JP2002-105595A [005] Documento de Patente 2: JP2002-322540A
Petição 870190082393, de 23/08/2019, pág. 33/101
2/63 [006] Documento de Patente 3: JP2002-322541A
Sumário da invenção
Problema técnico [007] Com o aumento da complexidade das estruturas dos chassis dos automóveis bem como da complexidade das formas das peças, o trabalho em chapas de aço para automóveis tem sido praticado por uma combinação mista de novos elementos de trabalho com elementos de trabalho de prensagem convencionais. Tais elementos de trabalho de prensagem convencional incluem, por exemplo, estampagem profunda, expansão de furo, bojamento, dobramento e prensagem.
[008] Em trabalhos de prensagem recentes tipificados pelo forjamento de chapas metálicas, elementos de trabalho para forjamento tais como recalcamento e engrossamento foram adicionados aos elementos de trabalho de prensagem convencional ao também dispersar uma carga de prensagem e aplicar uma carga compressiva parcial. Em outras palavras, o forjamento de chapas metálicas é uma forma de trabalho de prensagem que inclui elementos de trabalho mistos incluindo elementos de trabalho de forjamento específicos, em adição aos elementos de trabalho convencionais para prensagem de chapas de aço.
[009] Em tal forjamento de chapas metálicas, uma chapa de aço é deformada em uma parte conformada com a chapa de aço retendo a espessura original da chapa ou sendo afinada (reduzida em espessura) pelo trabalho de prensagem convencional, enquanto a espessura da chapa é aumentada em uma porção forjada por uma força compressiva aplicada parcialmente. Dessa forma, uma deformação eficiente pode ser alcançada de modo que a espessura da chapa de aço destinada para uma porção funcionalmente necessária pode ser alcançada, e a resistência da peça pode ser garantida.
Petição 870190082393, de 23/08/2019, pág. 34/101
3/63 [0010] Entretanto, os Documentos de Patente 1 a 3 falham em descrever um trabalho incluindo elementos de trabalho mistos tipificados pelo forjamento da chapa metálica. Além disso, as condições de bobinamento para produzir uma chapa de aço laminada a quente descrita no Documento de Patente 1 são altamente rígidas e não são práticas. Ainda também, as chapas de aço laminadas a quente descritas no Documento de Patente 2 e 3 contêm Mo, que é um elemento de ligação caro, em uma quantidade de 0,07% ou mais, e assim têm o problema de altos custos de produção.
[0011] Foi descoberto que um aço de alta rebarbação apresenta boa capacidade de conformação durante o trabalho de prensagem convencional. Entretanto, foi descoberto que o forjamento de chapas metálicas, que é um método de conformação que inclui elementos de forjamento em adição ao trabalho de prensagem convencional, pode, em alguns casos, provocar fraturas na chapa de aço mesmo a uma baixa razão de trabalho e terminam em ruptura.
[0012] Especificamente, no trabalho de prensagem convencional, a fratura de prensagem aparece em um ponto em que ocorre o estreitamento da espessura da chapa (uma espessura reduzida da chapa de aço). Foi também descoberto que mesmo em um trabalho que não é associado com o estreitamento da espessura da chapa, tal como forjamento metálico da chapa, fraturas podem ser geradas no material, o que pode terminar em ruptura e os produtos podem não ser obtidos em alguns casos.
[0013] Pouco é conhecido sobre quais características da chapa de aço comandam o limite da geração de fraturas no forjamento de chapas de aço e como elas pode ser melhoradas. Consequentemente, houve a necessidade de um aço de alta rebarbação que não tende à ruptura mesmo durante o forjamento da chapa metálica enquanto características convencionais de um aço de alta rebarbação tal como a
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4/63 capacidade de trabalho em estampagem profunda, capacidade de expansão de furo, e capacidade de trabalho de abaulamento são ainda eficazes.
[0014] Um objetivo da presente invenção, que foi feita para resolver o problema acima, é fornecer uma chapa de aço laminada a quente com excelente capacidade de forjamento da chapa, que mantenha as características básicas tais como aço de alta rebarbação e também torna possível melhorar o limite de fratura de uma porção forjada por uma força compressiva aplicada parcialmente.
Solução para o problema [0015] A presente invenção foi feita para resolver o problema acima, e sua essência são uma chapa de aço laminada a quente e uma peça de aço forjado, e um método para sua produção, como descrito abaixo.
[0016] Uma chapa de aço laminada a quente tendo uma composição química consistindo, em % em massa, de
C: 0,020 a 0,070%,
Si: 0,05 a 1,70%,
Mn: 0,60 a 2,50%,
Al: 0,005 a 0,020%,
N: mais que 0,0030% a 0,0060% ou menos,
P: 0,050% ou menos,
S: 0,005% ou menos,
Ti: 0,015 a 0,170%,
O: 0,0010 a 0,0100%,
Nb: 0 a 0,100%,
V: 0 a 0,300%,
Cu: 0 a 2,00%,
Ni: 0 a 2,00%,
Cr: 0 a 2,00%,
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Mo: 0 a 1,00%,
B: 0 a 0,0100%, Ca: 0 a 0,0100%, Mg: 0 a 0,0100%, REM: 0 a 0,1000%, Zr: 0 a 1,000%, Co: 0 a 1,000%, Zn: 0 a 1,000%, W: 0 a 1,000%, Sn: 0 a 0,050%, e, o saldo: Fe e impurezas, em que a composição química satisfaz a fórmula (i) abaixo, e quando a largura e a espessura da chapa de aço em uma seção transversal perpendicular à direção de laminação da chapa de aço são definidas como W e t, respectivamente, a microestrutura do metal inclui, em % em área, a uma posição 1/4W ou 3/4W a partir de uma face de extremidade da chapa de aço e 1/4t ou 3/4t a partir da superfície da chapa de aço, ferrita: 5 a 70%, bainita: 30 a 95%, austenita retida: 2% ou menos, martensita: 2% ou menos, e, perlita: 1% ou menos, e o total de ferrita e bainita: 95% ou mais, e em que a ferrita contém precipitados incluindo Ti em grãos da ferrita, a densidade numérica dos precipitados incluindo Ti é 1,0 x 1016a50,0x 1016/cm3, a chapa de aço inclui precipitados TiN, o diâmetro de círculo equivalente médio dos precipitados
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TiN é de 1,0 a 10,0 μΐη, a média das distâncias mínimas entre os precipitados TiN adjacentes é de 10,0 μίτι ou mais, e o desvio padrão da nano dureza é 1,00 GPa ou menos:
Ca + Mg + REM >0,0005 ... (i) em que o símbolo de um elemento na fórmula acima representa o teor (em % em massa) do elemento na chapa de aço laminada a quente e é substituído por zero quando o elemento não está contido.
[0017] A chapa de aço laminada a quente de acordo com o item (1) acima, na qual o diâmetro de círculo equivalente médio dos precpitados incluindo Ti é de 1,00 a 3,00 mm.
[0018] A chapa de aço laminada a quente de acordo com o item (1) ou (2) acima, na qual a resistência à tração é de 780 MPa ou mais, o produto do alongamento uniforme pela resistência à tração é 7000 MPa-% ou mais, e o produto da razão de expansão de furo pela resistência à tração é 50000 MPa-% ou mais.
[0019] Um método de produção da chapa de aço laminada a quente de acordo com qualquer um dos itens (1) a (3) acima, incluindo:
após o processo de fusão, lingotar uma placa tendo a composição química de acordo com o item (1) acima, e submeter a placa a um processo de aquecimento, a um processo contínuo de laminação a quente, a um primeiro processo de resfriamento, a um segundo processo de resfriamento, e a um processo de bobinamento, nessa ordem, em que no processo de fusão, o teor de Si no aço fundido é ajustado para 0,05 a 0,20% e a concentração de oxigênio dissolvido é ajustada para 0,0020 a 0,0080%, e então é executado o tratamento de desoxidação,
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7/63 no tratamento de desoxidação, Ti e posteriormente Al são adicionados, seguido de um ou mais elementos selecionados entre Ca, Mg, e REM, no processo de aquecimento, a placa é aquecida até uma temperatura de SRTmin°C ou mais até 1260°C ou menos, SRTmin sendo representado pela fórmula (i) abaixo, o processo contínuo de laminação a quente inclui laminação de desbaste e laminação de acabamento de múltiplas cadeiras, de três cadeiras ou mais, a temperatura final da laminação de desbaste é 1100°C ou mais, a tensão cumulativa de laminação no final das três cadeiras na laminação de múltiplas cadeiras é de 0,01 a 0,10, a temperatura final da laminação de múltiplas cadeiras é de Ar3 + 30°C ou mais, Ar3 sendo determinado pela fórmula (ii) abaixo, no primeiro processo de resfriamento, o resfriamento é iniciado após 1,00 a 5,00 segundos após a conclusão do término da laminação de múltiplas cadeiras, o resfriamento é continuado a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou mais a partir da temperatura de término da laminação até uma faixa de temperaturas de 650 a 750°C, e posteriormente a chapa é mantida ao ar livre por 1 a 10 segundos, no segundo processo de resfriamento, após a chapa ser mantida no ar, o resfriamento é conduzido a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou mais desde a faixa de temperaturas de 600 a 740°C, e no processo de bobinamento, a chapa é bobinada a uma temperatura de bobinamento de 450 a 650°C.
SRTmin = 7000/{2,75 - log(Ti x C)} - 273 ... (i)
Ar3 = 970 - 325 x C + 33 x Si + 287 x P + 40 x Al - 92 x (Mn + Mo + Cu) - 46 x (Cr + Ni) ... (ii)
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8/63 em que o símbolo de um elemento na fórmula acima representa o teor (em % em massa) do elemento na chapa de aço e é substituído por zero quando o elemento não estiver contido.
[0020] Uma peça de aço forjado obtida a partir da chapa de aço laminada a quente de acordo com qualquer um dos itens (1) a (3) acima.
[0021] Um método de produção de uma peça de aço forjado, no qual a chapa de aço laminada a quente de acordo com qualquer um dos itens acima (1) a (3) é submetida pelo menos ao forjamento. Efeitos vantajosos da invenção [0022] De acordo com a presente invenção, pode ser fornecida uma chapa de aço laminada a quente com excelente capacidade de forjamento da chapa e mantendo uma boa capacidade de expansão de furo, que é a característica básica de um aço de alta rebarbação. Breve descrição dos desenhos [0023] - A Figura 1 mostra desenhos esquemáticos ilustrando um teste de cisalhamento simples. A Figura 1(a) ilustra um espécime para um teste de cisalhamento simples. A Figura 1(b) ilustra um espécime após o teste de cisalhamento simples.
Descrição de modalidades [0024] Os presentes inventores conduziram estudos intensivos para resolver o problema acima e obtiveram as descobertas a seguir.
(a) Tensão plástica equivalente [0025] O forjamento da chapa metálica inclui uma faixa de tensão que excede a tensão de ruptura em um teste de tração convencional (faixa de alta tensão). Uma vez que o forjamento da chapa metálica é um trabalho composto, ele não pode ser avaliado simplesmente com base no teste de tração e nos dados do teste de cisalhamento. Consequentemente, os presentes inventores estabeleceram uma nova forma de avaliação pela introdução de uma tensão plástica equivalente co
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9/63 mo um indicador.
[0026] Os presentes inventores descobriram que a tensão plástica equivalente pode ser usada como um indicador para avaliar de maneira mista a tensão de estresse e a tensão de tração no momento da ruptura quando um teste de tração é conduzido e um estresse de cisaIhamento e uma tensão de cisalhamento no momento da ruptura quando um teste de cisalhamento é conduzido.
[0027] A tensão plástica equivalente é convertida usando-se a relação entre o estresse de cisalhamento os e a tensão plástica de cisalhamento ssp em um teste de cisalhamento simples em uma relação entre a tensão de estresse σ e a tensão de tração ε em um teste de tração uniaxial, que é diferente no modo de deformação. Considerando-se uma regra de endurecimento isotrópico e uma relação conjugada de trabalho plástico, uma constante, fator de conversão (k), pode ser usada para fazer a conversão como na fórmula abaixo. O fator de conversão (k) é calculado de acordo com um método descrito mais adiante, e então a tensão plástica equivalente é derivada.
[0028] Teste de tração uniaxial tensão de estresse σ = teste de cisalhamento simples estresse de cisalhamento os χ κ [0029] Teste de tração uniaxial tensão de tração ε = teste de cisalhamento simples tensão plástica de cisalhamento εερ/κ (b) Teste de cisalhamento de múltiplas etapas [0030] Para determinar a tensão plástica equivalente, é necessário obter a relação entre a tensão de estresse e a tensão de tração em um teste de tração e a relação entre o estresse de cisalhamento e a tensão de cisalhamento em um teste de cisalhamento. Entretanto, o forjamento da chapa metálica inclui a deformação em uma alta faixa de tensão. Consequentemente, quando o teste é executado de uma vez em um dispositivo de teste de cisalhamento comumente usado, fraturas podem se propagar em um espécime desde a porção em que o
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10/63 espécime é retido. Como resultado, um teste de deformação frequentemente não pode ser completado até uma faixa de alta tensão. Portanto, há a necessidade de um método para reproduzir um trabalho, tal como um forjamento de chapa metálica, no qual o afinamento (redução da espessura e estreitamento) da chapa de aço não ocorre.
[0031] Os presentes inventores escolheram então dividir um teste de cisalhamento em etapas múltiplas, usinar um ponto inicial de uma fratura em um espécime gerada em uma porção em que o espécime é mantido para evitar que a fratura se propague no espécime após o teste de cisalhamento de cada etapa, e avaliar o resultado do teste obtido conectando-se em série os resultados do teste de cisalhamento. Utilizando-se o método de teste, é possível obter os resultados do teste de cisalhamento até a faixa de alta tensão e determinar a relação entre o estresse de cisalhamento e a tensão de cisalhamento até a faixa de alta tensão.
[0032] Por outro lado, um método de teste de tração convencional pode ser aplicado ao estresse de tração e á tensão de tração. Por exemplo, pode ser usado um espécime JIS No. 5 com base na JIS Z 2241 (2011).
(c) Mecanismo de geração de fraturas [0033] Utilizando o teste de cisalhamento de múltiplas etapas descrito acima, o método de avaliação com uma tensão plástica equivalente, e observações da microestrutura da chapa de aço antes de depois do forjamento metálico, os presentes inventores obtiveram as descobertas a seguir sobre o mecanismo de geração de fraturas.
[0034] Para obter excelente capacidade de expansão de furo, uma microestrutura feita, como fase principal, de ferrita que é a precipitação reforçada com precipitados finos tais como Ti e Nb (ferrita com precipitação reforçada) é usada para um aço de alta rebarbação. Por outro lado, no caso no qual Ti é adicionado, TiN bruto pode ser precipitado
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11/63 (daqui em diante tal TiN precipitado é também referido simplesmente como TiN) a menos que seja usado qualquer método de produção especial. Isto acontece porque TiN é um composto altamente estável termicamente a partir de um ponto de vista termodinâmico e pode preferivelmente ser cristalizado ou precipitado em relação a outros compostos quando está sendo fundido durante o processo de produção da chapa de aço, quando aquecido na laminação a quente, ou sob uma condição de alta temperatura como no início da laminação de desbaste.
[0035] TiN é suficientemente duro para ser usado para ferramentas de corte, peças de máquinas, ferramentas de prensagem para moldagem plástica, produtos esportivos, aplicações de revestimento para ornamentos, etc. É sabido que a dureza do TiN está na ordem de 2000 a 2300 Hv, o que demonstra que TiN é um precipitado muito duro. Consequentemente, sob deformação em uma alta faixa de tensão como no caso do forjamento de chapa metálica, é passível de ser gerado um vão na interface entre a estrutura da fase principal e o TiN devido à diferença na capacidade de deformação com a estrutura da fase principal.
[0036] Devido à diferença entre o precipitado duro (TiN) e uma estrutura de fase principal razoavelmente macia (ferrita ou bainita), um vão (microcavidade) pode ser gerado na interface entre as duas fases. Posteriormente, à medida que a tensão associada com o forjamento de chapa metálica aumenta, o grão pode crescer e aglutinar com um vão adjacente para se tornar uma fratura, terminando em uma ruptura. Os presentes inventores descobriram então que a geração de fraturas pode ser inibida se a geração de vãos puder ser evitada e se o vão puder ser inibido de aglutinar com um vão adjacente mesmo quando o vão cresce. Nesse momento, entretanto, é também importante que a funcionalidade intrínseca como aço de alta rebarbação não seja preju
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12/63 dicada.
[0037] Dos estudos, os presentes inventores descobriram o que segue.
(i) Para limitar o diâmetro médio de TiN [0038] Especificamente, um vão pode ser gerado na borda de um grão de TiN, que é um precipitado duro, limitando assim o diâmetro médio de TiN e pode levar a uma redução na geração de vãos.
(ii) Limitar a distância entre os precipitados de TiN [0039] Especificamente, um vão pode ser gerado na borda de um grão de TiN e assim espaçados os precipitados de TiN se separam entre si dificultando a aglutinação dos vãos mesmo quando os vãos crescem.
(iii) Reduzir a variação da nanodureza [0040] Especificamente, a geração de vãos pode ser reduzida pela redução da diferença de dureza entre a microestrutura dura e a microestrutura macia tanto quanto possível.
(iv) Tensão plástica equivalente no momento da ruptura é 0,90 (90%) ou mais [0041] Foi confirmado que quando as condições (i) a (iii) são satisfeitas, a tensão plástica equivalente no momento da ruptura alcança 0,90 (90%) ou mais, e um certo nível de capacidade de trabalho pode ser garantido mesmo em um trabalho composto tal como o forjamento de chapa metálica.
(d) Tensão cumulativa efetiva [0042] Para obter uma microestrutura que satisfaça os itens (i) a (iv) acima, na laminação de acabamento de múltiplas cadeiras, que é conduzida por laminação contínua em múltiplas cadeiras, três cadeiras ou mais (por exemplo, 6 ou 7 cadeiras) na laminação a quente, é necessário executar uma laminação de acabamento final de modo que a tensão cumulativa (daqui em diante referida também como tensão
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13/63 cumulativa efetiva) de laminação nas três últimas cadeiras seja 0,01 a 0,10.
[0043] A tensão cumulativa efetiva é um indicador que leva em consideração a recuperação do grão, a recristalização, e o crescimento do grão de acordo com a temperatura durante a laminação e a redução na laminação de uma chapa de aço por laminação. Consequentemente, uma equação construtiva que representa um fenômeno de recuperação estatística em um espaço de tempo após a laminação é usada para determinar a tensão cumulativa efetiva. A recuperação estática de grãos em um espaço de tempo após a laminação é levada em consideração porque a energia acumulada como tensão nos grãos laminados pode ser liberada na recuperação estática devido ao desaparecimento do deslocamento térmico dos grãos. Além disso, o desaparecimento de deslocamentos térmicos pode ser afetado pela temperatura de laminação e pelo tempo decorrido após a laminação. Consequentemente, levando em consideração a recuperação estática, os presentes inventores introduziram um indicador descrito, como parâmetros, pela temperatura durante a laminação, a redução da laminação de uma chapa de aço pela laminação (tensão logarítmica), e o tempo decorrido após a laminação, e definiram como tensão cumulativa efetiva.
[0044] Limitando-se a tensão cumulativa efetiva dessa forma, uma microestrutura almejada pode ser obtida e a variação na nanodureza pode ser reduzida. Consequentemente, a geração de vãos é inibida em uma interface entre uma microestrutura dura e uma microestrutura macia, e assim o forjamento da chapa metálica não provoca fraturas. Portanto, uma chapa de aço laminada a quente com excelente capacidade de forjamento da chapa pode ser obtida.
(e) Desoxidação sequencial [0045] Para obter TiN tendo uma composição e tamanho almeja
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14/63 dos, é necessário dispersar finamente um óxido complexo incluindo Ca, Mg ou REM e incluindo qualquer um ou mais ente Ti e Al (daqui em diante também referido simplesmente como óxido complexo) no aço durante o processo de desoxidação. Os presentes inventores descobriram que isso pode apenas ser alcançado adicionando-se sequencialmente elementos desoxidantes fortes no processo de desoxidação. [0046] Na desoxidação sequencial, elementos desoxidantes fortes são adicionados ao aço fundido no qual um elemento óxido desoxidante fraco está presente. O elemento desoxidante fraco óxido pode ser reduzido por elementos desoxidantes fortes, e assim o oxigênio é liberado a uma taxa de fornecimento lenta e baixa supersaturação. Como resultado, um óxido gerado a partir dos elementos desoxidantes fortes adicionados pode ser fino. O método de desoxidação maximiza esses efeitos pela adição de elementos desoxidantes de maneira gradativa: iniciando com Si, que é um elemento desoxidante fraco, então Ti, Al, sequencialmente, e então Ca, Mg, ou REM, que é um elemento desoxidante forte.
[0047] A presente invenção foi feita com base nas descobertas descritas acima. A descrição será feita agora quanto a cada exigência da presente invenção.
composição química [0048] A razão para limitação de cada elemento é conforme apresentado a seguir. Deve ser notado que o símbolo % concernente ao teor na descrição a seguir significa % em massa.
C: 0,020 a 0,070% [0049] C (carbono) pode se ligar a elementos tais como Nb e Ti para formar um precipitado e uma chapa de aço e contribuir para a melhoria da resistência pelo reforço da precipitação. Quando o teor de C é menor que 0,020%, um efeito suficiente da ação não pode ser obtido. Por outro lado, um teor de C de mais que 0,070% pode provocar
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15/63 um aumento nos carbonetos de ferro, o que pode ser um ponto de partida de fraturas durante o trabalho de expansão de furo, e assim o valor da expansão de furo é degradado. Consequentemente, o teor de C é 0,020 a 0,070%. O teor de C é preferivelmente 0,025% ou mais, e mais preferivelmente 0,030% ou mais. Em adição, o teor de C é preferivelmente 0,060% ou menos, e mais preferivelmente 0,050% ou menos.
Si: 0,05 a 1,70% [0050] Si (silício) tem o efeito de desoxidação, e um efeito de inibir a precipitação de carbonetos de ferro tais como cementita em uma microestrutura de um material e contribuir para a melhoria da ductilidade e da capacidade de expansão de furos. Entretanto, quando o teor de Si é excessivo, a transformação ferrítica pode ser passível de ocorrer em uma faixa de alta temperatura, e assim carbonetos incluindo Ti podem ser passíveis de se precipitarem. A precipitação de carboneto em uma faixa de alta temperatura é passível de provocar a variação na quantidade de precipitação, resultando na variação na resistência do material, capacidade de expansão de furo, etc. Consequentemente, um teor de Si é 0,05 a 1,70%.
[0051] Em vista da inibição da geração de defeitos à base de carepa tais como defeitos de aparência escamosa e carepa fusiforme, o teor de Si é preferivelmente 0,06% ou mais, e mais preferivelmente 0,08% ou mais. Em adição, o teor de Si é preferivelmente 1,50% ou menos, e em vista de melhorar a capacidade de tratamento químico e a resistência à corrosão após a pintura, o teor de Si é mais preferivelmente 1,00% ou menos.
Mn: 0,60 a 2,50% [0052] Mn (manganês) é um elemento que pode contribuir para melhorar o reforço e a capacidade de endurecimento da ferrita. Por outro lado, Mn contido excessivamente pode causar uma alta capaci
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16/63 dade de endurecimento desnecessária, o que pode evitar que a ferrita seja suficientemente garantida e provocar a fratura da placa durante o lingotamento. Consequentemente, o teor de Mn é 0,60 a 2,50%. O teor de Mn é preferivelmente 1,00% ou mais, e mais preferivelmente 1,50% ou mais. Em adição, o teor de Mn é preferivelmente 2,00% ou menos, e mais preferivelmente 1,80% ou menos.
Al: 0,005 a 0,020% [0053] Al (alumínio) tem um efeito de desoxidação e um efeito de gerar ferrita, como com Si. Por outro lado, um teor excessivo pode levar à fragilização e ser passível de provocar entupimento em um bocal da panela intermediária durante o lingotamento. Consequentemente, o teor de Al é 0,005 a 0,020%. O teor de Al é preferivelmente 0,007% ou mais, e mais preferivelmente 0,010% ou mais. Em adição, o teor de Al é preferivelmente 0,018% ou menos, e mais preferivelmente 0,015% ou menos.
N: mais que 0,0030% a 0,0060% ou menos [0054] Quando contido excessivamente, N (nitrogênio) pode provocar não apenas a diminuição da ductilidade devido ao nitrogênio dissolvido remanescente, mas também uma diminuição na capacidade de expansão de furo devido à precipitação de TiN, e assim quanto menor for o teor de N, mais preferível. Entretanto, uma redução excessiva no teor de N leva a um aumento nos custos durante a fusão. No caso em que óxidos finos obtidos pela desoxidação sequencial devem ser núcleos para precipitação de TiN fino, até 0,0060% do teor de N são permitidos. Embora óxidos finos obtidos pela execução da desoxidação sequencial sejam utilizados para produzir um efeito de refino do TiN, TiN pode ser embrutecido quando o teor de N é maior que 0,0060%. No caso de um trabalho composto tal com forjamento de chapa metálica, o TiN embrutecido pode servir como ponto de partida de um vão e promover a fratura.
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17/63 [0055] Consequentemente, o teor de N é maior que 0,0030% a 0,0060% ou menos. O teor de N é preferivelmente 0,0031% ou mais, e mais preferivelmente 0,0035% ou mais. Em adição, para garantir que o embrutecimento do TiN seja evitado, o teor de N é preferivelmente 0,0055% ou menos, e mais preferivelmente 0,0050% ou menos.
P: 0,050% ou menos [0056] P (fósforo) é uma impureza contida no ferro gusa fundido, e uma vez que P pode degradar a ductilidade local devido à segregação na borda do grão e degradar a capacidade de soldagem, o teor de P é preferivelmente o menor possível. Consequentemente, o teor de P é limitado a 0,050% ou menos. O teor de P é preferivelmente 0,030% ou menos ou 0,020% ou menos. Não é particularmente necessário definir um limite inferior, e o limite inferior é 0%. Entretanto, uma excessiva redução do teor de P leva a um aumento nos custos durante a fusão, e assim o limite inferior pode ser 0,001%.
S: 0,005% ou menos [0057] S (enxofre) é também uma impureza contida no ferro gusa fundido, e uma vez que S pode degradar a ductilidade local e a capacidade de soldagem devido à formação de MnS, o teor de S é preferivelmente o menor possível. Consequentemente, o teor de S é limitado a 0,005% ou menos. Para melhorar a ductilidade e a capacidade de soldagem, o teor de S pode ser 0,003% ou menos ou 0,002% ou menos. Não é particularmente necessário definir um limite inferior, e o limite inferior é 0%. Entretanto, uma redução excessiva no teor de S leva a um aumento nos custos durante a fusão, e assim o limite inferior pode ser 0,0005%.
Ti: 0,015 a 0,170% [0058] Ti (titânio) tem o efeito de melhorar a tenacidade a baixa temperatura porque o carbonitreto ou o Ti dissolvido podem provocar um atraso no crescimento do grão durante a laminação a quente e as
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18/63 sim no refino do diâmetro do grão em uma chapa laminada a quente. Além disso, Ti pode ser disperso finamente na ferrita como TiC, de modo que ele contribui para o reforço da chapa de aço através do reforço da precipitação. Entretanto, um teor excessivo pode provocar saturação do efeito e produzir TiN, que é um precipitado duro, e passível de se precipitar. Consequentemente, o teor de Ti é 0,015% a 0,170%. O teor de Ti é preferivelmente 0,030% ou mais, 0,045% ou mais, ou 0,060%ou mais, e mais preferivelmente 0,070% ou mais, 0,080% ou mais, 0,090% ou mais, ou 0,100% ou mais. Em adição, o teor de Ti é preferivelmente 0,160% ou menos, 0,150% ou menos, 0,140% ou menos, 0,130% ou menos, ou 0,120% ou menos.
O: 0,0010 a 0,0100% [0059] O (oxigênio) é um elemento necessário para dispersar um número de óxidos finos durante a desoxidação do aço fundido, e 0,0010% ou mais de O podem estar contidos em um produto final para produzir tal efeito. Por outro lado, mais de 0,0100% de teor de O pode provocar não apenas a saturação do efeito mas também um aumento no tamanho e na densidade dos óxidos como uma impureza. Em um trabalho composto tal como o forjamento de uma chapa metálica, o óxido pode servir como um ponto de partida de um vão e promover a fratura.
[0060] Consequentemente, o teor de O é 0,0010 a 0,0100%. O teor de O é preferivelmente 0,0030% ou mais, e mais preferivelmente 0,0050% ou mais. Em adição o teor de O é preferivelmente 0,0090% ou menos, e mais preferivelmente 0,0080% ou menos.
Nb: 0 a 0,100% [0061] Nb (nióbio) tem o efeito de melhorar a tenacidade a baixa temperatura porque carbonitreto ou Nb dissolvido podem provocar um atraso no crescimento do grão durante a laminação a quente e assim refinar o diâmetro do grão em uma chapa laminada a quente. Além
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19/63 disso, Nb pode estar presente como NbC, de modo que ele contribui para o reforço da chapa de aço através do reforço da precipitação. Consequentemente, Nb pode estar contido conforme necessário. Entretanto, um teor excessivo pode provocar a saturação do efeito, levando a uma diminuição na economia. Consequentemente, o teor de Nb é 0,100% ou menos. O teor de Nb pode ser 0,080% ou menos, 0,060% ou menos ou 0,050% ou menos, conforme necessário. O limite inferior de Nb é 0%. Entretanto, o limite inferior pode ser 0,001% ou 0,010% para produzir o efeito suficientemente.
V: 0 a 0,300% [0062] V (vanádio) é um elemento que tem o efeito de melhorar a resistência de uma chapa de aço pelo reforço da precipitação ou pelo reforço da solução sólida. Consequentemente, V pode estar contido conforme necessário. Entretanto, um teor excessivo pode provocar a saturação do efeito, levando a uma diminuição na economia. Consequentemente, o teor de V é 0,300% ou menos. O teor de V pode ser 0,200% ou menos, 0,100% ou menos, ou 0,060% ou menos, conforme necessário. O limite inferior de Nb é 0%. Entretanto, o limite inferior pode ser 0,001% ou 0,010% para produzir o efeito suficientemente.
Cu: 0 a 2,00% [0063] Cu (cobre) é um elemento que tem o efeito de melhorar a resistência de uma chapa de aço pelo reforço da precipitação ou pelo reforço da solução sólida. Consequentemente, Cu pode estar contido conforme necessário. Entretanto, um teor excessivo pode provocar a saturação do efeito, levando a uma diminuição na economia. Consequentemente, o teor de Cu é 2,00% ou menos. Além disso, uma grande quantidade de teor de Cu pode provocar uma mancha devido à carepa na superfície da chapa de aço. Consequentemente, o teor de Cu pode ser 1,20% ou menos, 0,80% ou menos, 0,50% ou menos, ou 0,25% ou menos. O limite inferior de Cu é 0%. Entretanto, o limite infe
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20/63 rior de Cu pode ser 0,01% para produzir o efeito suficientemente.
Ni: 0 a 2,00% [0064] Ni (níquel) é um elemento que tem o efeito de melhorar a resistência de uma chapa de aço pelo reforço da solução sólida. Consequentemente, Ni pode estar contido conforme necessário. Entretanto, um teor excessivo pode provocar a saturação do efeito, levando a uma diminuição na economia. Consequentemente, o teor de Ni é 2,00% ou menos. Além disso, uma grande quantidade de teor de Ni pode causar degradação da ductilidade. Consequentemente, o teor de Ni pode ser 0,60% ou menos, 0,35% ou menos, ou 0,20% ou menos. Um limite inferior de Ni é 0%. Entretanto, o limite inferior de Ni pode ser 0,01 % para produzir o efeito suficientemente.
Cr: 0 a 2,00% [0065] Cr (cromo) é um elemento que tem o efeito de melhorar a resistência de uma chapa de aço pelo reforço da solução sólida. Consequentemente, Cr pode estar contido conforme necessário. Entretanto, um teor excessivo pode provocar a saturação do efeito, levando a uma diminuição na economia. Consequentemente, o teor de Cr é 2,00% ou menos. Para melhorar a economia, o limite superior de Cr pode ser 1,00%, 0,60%, ou 0,30%. O limite inferior de Cr é 0%. Entretanto, o limite inferior de Cr pode ser 0,01% para produzir suficientemente o efeito.
Mo: 0 a 1,00% [0066] Mo (molibdênio) é um elemento que tem o efeito de melhorar a resistência de uma chapa de aço pelo reforço da precipitação ou pelo reforço da solução sólida. Consequentemente, Mo pode estar contido conforme necessário. Entretanto, um teor excessivo pode provocar a saturação do efeito, levando a uma diminuição na economia. Consequentemente, um teor de Mo é 1,00% ou menos. Para melhorar a economia, o limite superior de Mo pode ser 0,60%, 0,30%, ou 0,10%.
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O limite inferior de MO é 0%. Entretanto, o limite inferior de Mo pode ser 0,005% ou 0,01% para produzir suficientemente o efeito.
B: 0 a 0,0100% [0067] B (boro) segrega na borda do grão, e pode aumentar a resistência da borda do grão para melhorar a tenacidade da baixa temperatura. Consequentemente, B pode estar contido conforme necessário. Entretanto, um teor excessivo pode provocar saturação do efeito, levando à diminuição na economia. Consequentemente, o teor de B é 0,0100% ou menos. Além disso, B é um elemento forte de têmpera, e uma grande quantidade do teor de B pode evitar que a transformação ferrítica progrida durante o resfriamento e austenita retida suficiente pode não ser obtida. Consequentemente o teor de B pode ser 0,0050% ou menos, 0,0020% ou menos, ou 0,0015%. O limite inferior de B é 0%. Entretanto, o limite inferior de B pode ser 0,0001% ou 0,0002% para produzir suficientemente o efeito.
Ca: 0 a 0,0100%
Mg: 0 a 0,0100% REM: 0 a 0,1000% Ca + Mg + REM >0,0005 ... (i) em que o símbolo de um elemento na fórmula acima representa o teor (em % em massa) de cada elemento na chapa de aço laminada a quente e é substituído por zero quando o elemento não está contido.
[0068] Ca, Mg, e REM são elementos desoxidantes fortes. Como descrito acima, adicionando-se esses elementos ao aço fundido subsequentemente ao Ti e ao Al, seguido de desoxidação sequencial, os óxidos são feitos finos. Como resultado, TiN precipitado com esses elementos sendo núcleos é também feito ser fino, e uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência excelente para forjamento de chapa metálica pode ser obtida.
[0069] Para esse fim, um ou mais elementos selecionados entre
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Ca, Mg, e REM devem estar contidos de modo que o total dos teores satisfaça a fórmula (i) acima. Entretanto, quando o teor de Ca ou Mg é maior que 0,0100% ou o teor de REM é maior que 0,1000%, não apenas o efeito satura, mas também o tamanho e a densidade dos óxidos contendo Al ou Ca aumentam. Como resultado, em um trabalho composto tal como forjamento de chapa metálica, o óxido contendo Al ou Ca pode servir como um ponto de iniciação de um vão e promover fratura.
[0070] Consequentemente, os teores de Ca e Mg são 0,0100% ou menos, o teor de REM é 0,1000% ou menos. O total dos teores é preferivelmente 0,0010% ou mais, 0,0015% ou mais, ou 0,0020% ou mais. Em adição, o teor de cada elemento entre Ca e Mg é preferivelmente 0,0090% ou menos, 0,0080% ou menos, ou 0,0070% ou menos. Além disso, o teor de REM é preferivelmente 0,0900% ou menos, 0,0800% ou menos ou 0,0700% ou menos.
[0071] Aqui, na presente invenção, REM refere-se a um total de 17 elementos dentre Sc, Y, e lantanoides, e o teor de REM significa o teor total desses elementos. Deve ser notado que o lantanóide é adicionado industrialmente na forma de um metal misch.
Zr: 0 a 1,000%
Co: 0 a 1,000%
Zn: 0 a 1,000%
W: 0 a 1,000% [0072] Foi confirmado que quando Zr, Co, Zn, e W são, cada um, 1,000% ou menos, o efeito da presente invenção não é prejudicado mesmo se contido. O limite superior de cada um deles pode ser 0,300% ou 0,10%. O teor total de Zr, Co, Zn, e W é preferivelmente 1,000% ou menos, ou 0,100%. Esses elementos podem não estar necessariamente contidos, e o limite inferior é 0%, embora o limite inferior possa ser 0,0001% confome necessário.
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Sn: 0 a 0,050% [0073] Foi confirmado que o efeito da presente invenção não é prejudicado se uma pequena quantidade de Sn (estanho) estiver contida. Entretanto, um teor de mais de 0,05% pode ser a causa de falha durante a laminação a quente. Consequentemente, o teor de Sn é 0,050% ou menos. Sn não precisa necessariamente estar contido, e o limite inferior é 0%, embora o limite inferior possa ser 0,001% conforme necessário.
[0074] Na composição química da chapa de aço da presente invenção, o saldo é Fe e impurezas.
[0075] A impureza como usado aqui refere-se a uma matéria prima tal como minério e sucata e a um componente contido devido a vários fatores nos processos de produção, e são permitidas desde que a presente invenção não seja afetada adversamente.
(B) Microestrutura metálica [0076] Será feita agora a descrição quanto à estrutura metálica de uma chapa de aço da presente invenção. Deve ser notado que quando a largura e a espessura da chapa de aço em uma seção transversal perpendicular à direção de laminação da chapa de aço são definidas respectivamente por W e t, a microestrutura metálica na presente invenção se refere a uma microestrutura que está presente em uma posição 1/4W ou 3/4W a partir de uma face da chapa de aço e 1/4t a 3/4t a partir da superfície da chapa de aço. Além disso, o símbolo % na descrição a seguir representa % em área.
Ferrita reforçada na precipitação: 5 a 70% [0077] A ferrita resultante da ferrita pró-eutectoide reforçada na precipitação na qual carbonetos de Ti são dispersos finamente (daqui em diante referida também como ferrita reforçada na precipitação), os carbonetos de Ti estando presentes na ferrita devido à precipitação na fronteira interfases ou nucleação homogênea induzida pela super
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24/63 saturação de carbonetos de Ti enquanto precipitados finos contendo Ti (carbonetos ou similares de Ti precipitados finamente, e daqui em diante, também referidos como precipitados de Ti fino) são submetidos à transformação γ -> α durante o resfriamento após a laminação. A ferrita reforçada na precipitação é uma microestrutura necessária para alcançar tanto excelente alongamento uniforme quanto resistência. [0078] Entretanto, quando uma fração de área da ferrita reforçada na precipitação é menor que 5%, é difícil alcançar tanto alongamento uniforme quanto resistência enquanto, por outro lado, quando ela é maior que 70%, a ductilidade local é degradada embora o alongamento uniforme seja excelente. Consequentemente, a fração de área da ferrita reforçada na precipitação é de 5 a 70%. Em vista de garantir o equilíbrio entre o alongamento uniforme e a resistência, a fração de área da ferrita reforçada na precipitação é preferivelmente 7% ou mais, e mais preferivelmente 10% ou mais. Em adição, a fração de área da ferrita reforçada na precipitação é preferivelmente 65% ou menos, e mais preferivelmente 60% ou menos.
[0079] A ferrita reforçada na precipitação da presente invenção como usada aqui refere-se à ferrita na qual a densidade numérica de precipitados de Ti fino contida nos grãos é 1,0 x 1016 a 50,0 x 1016/cm3. Quando a densidade numérica de precipitados de Ti fino contidos nos grãos de ferrita é menor que 1,0 x 1016/cm3, o efeito de reforço da precipitação não pode ser suficientemente obtido. Por outro lado, quando a densidade numérica de precipitados de Ti fino é maior que 50,0 x 1016/cm3, não apenas a resistência satura, mas também a ductilidade diminui.
[0080] Em outras palavras, a condição de que a fração de área da ferrita reforçada na precipitação seja de 5 a 70% significa que a fração de área de ferrita é de 5 a 70% e a densidade numérica dos precipitados de Ti fino contidos nos grãos de ferrita é de 1,0 x 1016 a 50,0 x
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1016/cm3.
[0081] Além disso, o diâmetro de círculo equivalente médio dos precipitados de Ti fino nos grãos de ferrita reforçada na precipitação é preferivelmente 1,00 a 3,00 nm. Isto é porque quando o diâmetro de círculo equivalente médio dos precipitados de Ti fino é menor que 1,00 nm, o efeito de reforço da precipitação é menos passível de ser obtido, enquanto, por outro lado, quando os precipitados têm grãos brutos e o diâmetro de círculo equivalente médio é maior que 3,00 nm, é difícil garantir uma quantidade suficiente de precipitados de Ti fino.
Bainita: 30 a 95% [0082] Bainita é uma microestrutura necessária para equilibrar a resistência e a ductilidade local, e tem o efeito de inibir a propagação de fraturas. Entretanto, bainita em excesso leva a uma diminuição da ferrita, e o alongamento uniforme é degradado significativamente embora a ductilidade local seja excelente. Consequentemente, a fração de área de bainita é de 30 a 95%. A fração de área de bainita é preferivelmente de 80% ou menos, e mais preferivelmente 70% ou menos no caso no qual o alongamento uniforme é enfatizado.
Austenita retida: 2% ou menos [0083] Um aço de alta rebarbação é caracterizado pela presença de ferrita reforçada na precipitação e bainita para garantir a capacidade de trabalho bem como alta resistência de modo que tanto a resistência quanto a capacidade de trabalho sejam alcançadas. Entretanto, a presença de austenita retida termodinamicamente estável, que não foi submetida à transformação em martensita, em uma chapa de aço indica que a austenita retida pode ter alta concentração de C, e a dureza da martensita gerada por transformação induzida por tensão da austenita retida durante o forjamento de chapa metálica pode se tornar muito alta, promovendo a geração de vãos. Consequentemente, a quantidade de austenita retida é preferivelmente menor possível, e a
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26/63 fração de área de austenita retida é 2% ou menos. A fração de área de austenita retida é preferivelmente 1,5% ou menos, 1% ou menos, ou 0,5% ou menos. Não é particularmente necessário definir um limite inferior, e o limite inferior é 0%, o que é mais preferível.
Martensita: 2% ou menos [0084] Um aço de alta rebarbação é caracterizado pela presença de ferrita reforçada na precipitação e bainita para garantir a capacidade de trabalho vem como a alta resistência de modo que tanto a resistência quanto a capacidade de trabalho sejam alcançadas. Entretanto, quando a fração de área de martensita, que é uma microestrutura dura, é maior que 2%, um vão é passível de ser gerado na fronteira entre martensita e ferrita e a ruptura é passível de ocorrer à medida que a tensão de uma chapa de aço aumenta pelo forjamento do metal da chapa. Consequentemente, a fração de área de martensita é 2% ou menos. A fração de área de martensita é preferivelmente 1,5% ou menos, 1% ou menos, ou 0,5% ou menos. Não é particularmente necessário definir um limite inferior, e o limite inferior é 0%.
Perlita: 1% ou menos [0085] Perlita pode servir como um ponto de partida de fratura durante a expansão de furo, e assim a fração de área de perlita é 1% ou menos. A fração de área de perlita é preferivelmente 0,5% ou menos. É preferível reduzir a fração de área de perlita tanto quanto possível e a fração de área de perlita é preferivelmente 0%.
Total de ferrita reforçada na precipitação e bainita: 95% ou mais [0086] Um aço de alta rebarbação inclui ferrita reforçada na precipitação que fornece tanto excelente alongamento uniforme quanto resistência e bainita que fornece tanto resistência quanto ductilidade local. Excelente resistência, alongamento uniforme e ductilidade local são, assim, obtidas. Quando a fração de área total de ferrita reforçada na precipitação e bainita é menor que 95%, essas propriedades são
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27/63 degradadas. Consequentemente, a fração de área total de ferrita reforçada na precipitação e de bainita é 95% ou mais. A fração de área total é preferivelmente 97% ou mais, e mais preferivelmente 98% ou mais.
[0087] Aqui, na presente invenção, a fração de área de microestruturas metálicas é determinada como segue. Uma amostra é retirada em uma posição 1/4W ou 3/4W a partir de uma face de extremidade da chapa de aço e 1/4t ou 3/4t a partir da superfície da chapa de aço, como descrito acima. Então, uma seção transversal na direção da laminação (a assim chamada seção transversal na direção L) da amostra é observada.
[0088] Especificamente, a amostra é submetida à causticação com Nital e observada em um campo de visão de 300 μίτι x 300 μίτι usando-se um microscópio ótico após a causticação. Então, a fotografia da microestrutura resultante é submetida à análise de imagem para obter uma fração de área A de ferrita, uma fração de área B de perlita, e uma fração de área total C de bainita, martensita e austenita retida.
[0089] A seguir, a porção submetida à causticação Nital é submetida à causticação LePera e observada em um campo de visão de 300 μίτι x 300 μίτι usando-se um microscópio ótico. Então, a fotografia da microestrutura resultante é submetida à análise de imagem para calcular a fração de área total D da austenita retida e da martensita. Além disso, uma amostra submetida a facing up até uma profundidade de 1/4 da espessura da chapa a partir da direção normal da superfície da chapa é usada para determinar a razão de volume da austenita retida com medição de difração de raios X. Uma vez que a razão de volume é substancialmente igual à fração de área, a razão de volume é definida como a fração de área E da austenita retida. A fração de área de bainita é determinada a partir da diferença entre a fração de área Cea fração de área D, e a fração de área de martensita é determinada a
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28/63 partir da diferença entre a fração de área E e a fração de área D. Dessa forma, a fração de área de cada um entre ferrita, bainita, martensita, austenita retida, e perlita podem ser determinadas.
[0090] Além disso, a fração de área da ferrita reforçada na precipitação pode ser obtida pelo método Kernel Average Misorientation (KAM) que vem com EBSP-OIMTM (Microscopia de Imagem de Orientação de Padrão de Difração por Dispersão de Elétrons).
[0091] No método KAM, diferenças médias de orientação entre 6 pixels adjacentes (primeira aproximação) de alguns pixels hexagonais nos dados de medição, 12 pixels (segunda aproximação) fora daqueles. E 18 pixels (terceira aproximação) também fora daqueles são calculados, e cada valor médio é tomado como um valor para o pixel central para executar o cálculo para cada pixel. Um mapa representando a variação de orientação nos grãos pode ser criado executando-se o cálculo de modo que a fronteira do grão não seja cruzada. Em outras palavras, o mapa representa uma distribuição de tensões baseada na variação de orientação local nos grãos.
[0092] Como uma condição de análise para a ferrita reforçada pela precipitação na presente invenção, a diferença média de orientação é calculada entre pixels adjacentes na terceira aproximação no EBSPOIMTM, e uma porção com uma diferença de orientação calculada sendo Γ ou menos é determinada para ser a ferrita reforçada na precipitação.
[0093] A faixa de temperaturas na qual a ferrita reforçada na precipitação da presente invenção é gerada coincide com uma faixa de temperaturas na qual a precipitação na fronteira interfases de nucleação homogênea de carbonetos de Ti ocorre na ferrita ao ser induzida por supersaturação dos carbonetos de Ti enquanto os carbonetos de Ti são submetidos à transformação γ -> α durante o resfriamento após a laminação. Uma vez que ferrita pró-eutectoide poligonal submetida à
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29/63 transformação a uma alta temperatura é gerada na transformação da difusão, ela tem uma pequena densidade de deslocamento e menos tensão nos grãos e, portanto, uma pequena diferença inter-grãos na orientação do cristal. Consequentemente, a ferrita reforçada na precipitação tem também uma pequena diferença de orientação de cristal. De acordo com os resultados de vários estudos conduzidos pelos presentes inventores até aqui, isto é porque a fração de área de ferrita poligonal obtida em uma observação em microscópio ótico substancialmente combina com uma fração de área de uma área obtida quando a diferença de orientação na terceira aproximação medida pelo método KAM é Γ ou menos.
[0094] Em detalhes, a fração de área de ferrita reforçada na precipitação foi medida como segue. Uma amostra retirada da mesma forma descrita na observação da microestrutura foi polida com um abrasivo de silica coloidal por 30 a 60 minutos, e foi submetida à medição EBSP sob as seguintes condições: ampliação de 400x, área de 160 μίτι x 256 μίτι, e uma etapa de medição de 0,5 μίτι. O método EBSPOIMTM é constituído por um dispositivo e um software, com o que uma amostra altamente inclinada em um microscópio de varredura eletrônica (SEM)é irradiada com um raio de elétrons uma câmera de alta sensibilidade é usada para capturar o padrão Kikuchi formado pela retrodifusão, seguido de processamento da imagem em computador, de modo que a orientação do cristal no ponto irradiado é medida em um curto espaço de tempo.
[0095] No método EBSP, pode ser feita uma análise quantitativa nas estruturas microscópicas e nas orientações dos cristais em uma maior parte da superfície da amostra, a área analisável é uma área que pode ser observada por um SEM, e a análise pode ser feita a uma resolução mínima de 20 nm, dependendo da resolução do SEM. A análise leva várias horas, e uma região a ser analisada é mapeada
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30/63 para dezenas de milhares de pontos em uma grade equidistante. Em um material policristalino, podem ser vistos a distribuição de orientação de cristal e o tamanho de grão na amostra.
[0096] Desta forma, uma porção com uma diferença de orientação calculada na terceira aproximação sendo Γ ou menos foi determinada ser a ferrita reforçada na precipitação, a área da ferrita reforçada na precipitação foi determinada, e a fração de área da ferrita reforçada na precipitação foi determinada em relação à área medida.
[0097] A observação de um precipitado de Ti fino foi conduzida com uma Tomografia de Atom Probe 3D como a seguir.
[0098] Inicialmente uma amostra em forma de agulha é produzida a partir de uma amostra a ser medida cortando-se e polindo-se eletroliticamente e, se necessário, com o uso de processamento de raio de íons focados juntamente com o polimento eletrolítico. Na Tomografia de Atom Probe 3D, os dados acumulados podem ser reconstruídos para determinar a distribuição real dos átomos em um espaço real. No caso de um precipitado de Ti fino de uma estrutura Na-CI, uma vez que a célula unitária é 4,33 angstrom, a distancia interatômica entre Ti e Ti foi definida como 4,33 x λ/2 = 6,1 angstrom.
[0099] Então, uma pluralidade de átomos de Ti presentes em uma substancialmente mesma posição de coordenadas (7 angstrom ou menos), foi determinado que esses átomos de Ti estão dentro do mesmo precipitado. O número de átomos de Ti determinados estarem dentro do mesmo precipitado é contado, e quando o número foi 50 ou mais, o precipitado foi definido como precipitado de Ti fino.
[00100] O tamanho do precipitado de Ti fino é o diâmetro de círculo equivalente calculado assumindo-se que o precipitado de Ti fino é esférico a partir do número de átomos de Ti que constituem o precipitado de Ti fino observado e uma constante de grade do precipitado de TI fino.
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31/63 [00101] Como o número de átomos de Ti em um precipitado de TI fino obtido na Tomografia Atom Probe 3D é usado para determinar o diâmetro de círculo equivalente R do precipitado é como segue.
[00102] Embora a Tomografia Atom Probe 3D seja usada para medir o número N de todos os átomos na amostra de interesse, na prática a Tomografia Atom Probe 3D não pode detectar o número N de todos os átomos na amostra de interesse. Uma vez que qualquer dispositivo tem sua própria razão de detecção α de átomos (= número de átomos detectados/número total de átomos), o número N de átomos que teriam estado presentes é calculado com base em um valor de medição real n. Consequentemente, o número total de átomos N = η/α. A razão de detecção α do instrumento usado para medição na presente invenção foi 0,35.
[00103] A seguir, dado o número N de átomos, o diâmetro equivalente de círculo é calculado na fórmula a seguir, assumindo que 8 átomos de Ti estão presentes na célula unitária no caso de um precipitado de Ti de uma estrutura Na-CI e a constante de grade a de uma estrutura Na-CI é 4,33 angstrom:
diâmetro de círculo equivalente R = {(6/8)-(1 /π)·Ν·33}(1/3) [00104] Por exemplo, quando o número de Ti e 50, o diâmetro de círculo equivalente é calculado como substancialmente 1 nm. Na presente invenção, diâmetros de círculo equivalente de 30 ou mais precipitados de Ti fino são medidos arbitrariamente e é determinada sua média.
[00105] A densidade numérica de precipitados de Ti fino é determinada com um campo de visão da medição sendo tirado como um denominador, e o número de precipitados de Ti fino como numerador. Na medição da densidade numérica, a medição foi feita em 5 ou mais campos de visão, cada um dos campos de visão sendo 10 nm (direção da espessura da chapa t) x 40 nm (direção da largura da chapa W) x
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32/63 nm (direção longitudinal da chapa L), e foi determinada a média das densidades numéricas (número de precipitados de Ti fino/cm3).
[00106] Na presente invenção, como o TiN está presente é definido como segue.
Diâmetro de círculo equivalente médio de TiN: 1,0 a 10,0 μίτι [00107] Quando TiN é grande, vãos presentes na borda do grão são passíveis de se aglutinarem à medida que a tensão na chapa de aço devida ao forjamento da chapa metálica aumenta, e consequentemente o diâmetro de círculo equivalente médio de TiN é 10,0 μίτι ou menos. Para garantir mais seguramente os efeitos, o diâmetro de círculo equivalente médio de TiN é preferivelmente 8,0 μίτι ou menos, e mais preferivelmente 5,0 μίτι ou menos.
[00108] Quanto menor for TiN, mais preferível, e assim não é essencialmente necessário definir um limite inferior para o diâmetro de círculo equivalente médio de TiN. Entretanto, em um método de observação de TiN descrito abaixo, é difícil determinar se o objeto é TiN quando o diâmetro de círculo equivalente de TiN é menor que 1,0 μίτι. Consequentemente, na presente invenção, um objeto que tenha 1,0 μίτι ou mais do diâmetro de círculo equivalente é para ser medido como TiN. Consequentemente, o diâmetro de círculo equivalente médio de TiN é 1,0 μίτι ou mais.
[00109] O diâmetro de círculo equivalente médio de TiN é determinado como a seguir. Uma amostra é retirada em uma posição 1/4W ou 3/4W a partir de uma face da chapa de aço e 1/4t ou 3/4t a partir da superfície da chapa de aço, como descrito acima. Então a seção transversal da direção da laminação (a assim chamada seção transversal na direção L) da amostra é polida e observada com a amostra não causticada. Especificamente, um microscópio ótico é usado para capturar uma fotografia da microestrutura a uma ampliação de 1000x, e a fotografia da microestrutura é observada visualmente ou usando
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33/63 se um dispositivo de processamento de imagem, etc.
[00110] Na fotografia da microestrutura, os diâmetros do círculo equivalente são determinados para possíveis precipitados TiN, e aqueles que têm 1,0 μίτι ou mais de diâmetro de círculo equivalente são determinados como TiN. Então, é feita a observação em 20 ou mais campos de visão, cada campo de visão sendo 60 μίτι (direção de laminação L) x 40 μίτι (direção da espessura da chapa t), e a média de todos os diâmetros de círculo equivalente de precipitados de TiN é definido como o diâmetro de círculo equivalente médio de TiN.
A média das distâncias mínimas entre precipitados de TiN adjacentes: 10,0 μίτι ou mais [00111] Para evitar o crescimento dos vãos gerados em uma interface entre TiN e ferrita e evitar que os vãos se aglutinem em um vão maior, é necessário garantir uma certa distância entre os precipitados de TiN. Consequentemente, a média das distâncias entre precipitados de TiN adjacentes é 10,0 μίτι ou mais.
[00112] Em vista de evitar a geração de fraturas devido ao crescimento do vão, a média é preferivelmente 15,0 μίτι ou mais, e mais preferivelmente 20,0 μίτι ou mais. Nenhum limite superior é particularmente definido. Entretanto, a precipitação de TiN é inevitável até certo ponto, e consequentemente a média das distâncias mínimas entre precipitados de TiN adjacentes é preferivelmente 1000 μίτι ou menos.
[00113] As médias das distâncias mínimas entre precipitados de TiN adjacentes é determinada como segue. 20 precipitados de TiN são selecionados arbitrariamente, todas as distâncias entre um dos precipitados de TiN e outro mais adjacente a ele são calculadas e sua média é calculada. A distância mínima entre precipitados de TiN é medida como no caso dos diâmetros de círculo equivalentes médios.
(C) Propriedades mecânicas
Desvio padrão de nanodureza: 1,0 GPa ou menos
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34/63 [00114] É possível inibir que os vãos se aglutinem e cresçam em uma fratura pela redução da diferença na capacidade de deformação entre a microestrutura dura e a microestrutura macia para reduzir os vãos gerados em uma interface entre as duas microestruturas e criar um espaçamento de vãos. Consequentemente, é possível inibir a geração de vãos pela redução da diferença da nanodureza, que corresponde à diferença na capacidade de deformação entre a microestrutura dura e a microestrutura macia. Na presente invenção, o desvio padrão da nanodureza em uma seção transversal da amostra é utilizada como um indicador para a diferença de dureza entre uma microestrutura macia e uma microestrutura dura.
[00115] A nanodureza pode ser medida com o uso de, por exemplo, TriboScope/TriboIndenter disponibilizado por Hysitron. O sistema pode medir arbitrariamente nanodurezas a 100 ou mais pontos a uma carga de 1mN, e calcular o desvio padrão da nanodureza a partir dos resultados.
[00116] Para reduzir a diferença de dureza entre a microestrutura macia e a microestrutura dura para inibir a geração de vãos, um desvio padrão menor de nanodureza é preferível, e consequentemente ele é 1,0 GPa ou menos. O desvio padrão de nanodureza é preferivelmente 0,8 GPa ou menos.
Resistência à tração: 780 MPa ou mais [00117] A chapa de aço de acordo com a presente invenção tem preferivelmente uma resistência à tração de 780 MPa ou mais, que é um nível similar a um aço convencional de alta rebarbação. Não e particularmente necessário definir um limite superior para a resistência à tração. Entretanto, ela pode ser 1200 MPa, 1150 MPa, ou 1000 MPa. Aqui a resistência á tração se refere a uma resistência à tração na JIS Z2241 (2011).
[00118] Produto do alongamento uniforme pela resistência à tração:
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7000 MPa% ou mais [00119] Um pequeno alongamento uniforme é passível de ser a causa da redução da espessura da chapa devido ao estreitamento durante a conformação por prensagem, e então a causa da fratura de prensagem. Para garantir a capacidade de conformação por prensagem, é preferível satisfazer o produto de um alongamento uniforme (uEL) pela resistência à tração (TS): TS x u-EL > 7000 MPa%. Aqui, em um teste definido na JIS Z 2241 (2011), o alongamento uniforme é representado pela seguinte fórmula:
Alongamento uniforme (u-EL) = Ιη(εηΟ + 1) [00120] em que em uma relação entre o estresse nominal ση e a tensão nominal εη, εηΟ é a tensão nominal em um ponto em que o valor obtido pela diferenciação entre o estresse nominal ση com a tensão nominal εη é zero.
Produto da razão de expansão de furo pela resistência à tração: 50000 MPa ·% ou mais [00121] Uma capacidade de expansão de furo pobre leva a uma capacidade de fluidez pobre do material durante o flangeamento no estiramento, e pode possivelmente provocar uma fratura. Para garantir a capacidade de expansão de furo, é preferível satisfazer o produto da razão de expansão de furo (λ) pela resistência à tração (TS): (TS) χ (λ) > 50000 MPa%. Aqui, a razão de expansão de furo (λ) representa a razão de expansão de furo (λ) de acordo com um método de teste em conformidade com a JIS Z 2256 (2010).
Tensão plástica equivalente: 0,9 ou mais [00122] A tensão plástica equivalente é convertida usando-se a relação entre o estresse de cisalhamento os e a tensão plástica de cisaIhamento εερ em um teste de cisalhamento simples em uma relação entre o estresse de tração σ e a tensão de tração ε em um teste de tração uniaxial, que é diferente em modo de deformação, e uma cons
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36/63 tante, fator de conversão (κ) é usada para fazer a conversão, considerando-se uma regra de endurecimento isotrópico e a relação conjugada de trabalho plástico.
[00123] Aqui, a regra de endurecimento isotrópico é uma regra de endurecimento no trabalho na qual é assumido que a forma da curva de rendimento não muda mesmo quando a tensão se desenvolve (isto é, ela se expande em uma forma similar). A relação conjugada de trabalho plástico é a relação na qual o endurecimento no trabalho é descrito apenas como uma função de um trabalho plástico, e apresenta a mesma quantidade de endurecimento no trabalho dado o mesmo trabalho plástico (σ x ε) independentemente do modo de deformação.
[00124] Um estresse de cisalhamento e uma tensão plástica de cisalhamento em um teste de cisalhamento simples podem, portanto, ser convertidos em um estresse de tração e uma tensão de tração em um teste de tração uniaxial. A relação está mostrada abaixo.
estresse de tração do teste de tração uniaxial σ (convertido) = estresse de cisalhamento do teste de cisalhamento simples σε x κ tensão de tração do teste de tração uniaxial ε (convertido) =tensão plástica de cisalhamento no teste de cisalhamento simples εερ/κ [00125] A seguir, a conversão do fator κ é determinada de modo que a relação entre o estresse de cisalhamento e a tensão plástica de cisalhamento seja similar à relação entre estresse de tração e tensão de tração. Por exemplo, o fator de conversão pode ser determinado no procedimento a seguir. Inicialmente é determinada a relação entre a tensão de tração ε (valor real) e o estresse de tração σ (valor real) em um teste de tração uniaxial. Então é determinada a relação entre a tensão de cisalhamento εε (valor real) e o estresse de cisalhamento σε (valor real) em um teste de cisalhamento uniaxial.
[00126] A seguir, κ é mudado para determinar a tensão de tração
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37/63 ε (convertida) determinada a partir da tensão de cisalhamento εε (valor real) e o estresse de tração σ (convertido) determinado a partir do estresse de cisalhamento gs (valor real). Então, o estresse de tração σ (convertido) quando a tensão de tração ε (convertida) é de 0,2% é determinado um alongamento uniforme (uEL). Nesse momento, um erro entre o estresse de tração σ (convertido) e o estresse de tração σ (valor real) é determinado, e k que minimiza o erro é determinado com o método dos mínimos quadrados.
[00127] Uma tensão plástica equivalente 8eq é definida como a tensão plástica de cisalhamento εερ (ruptura) no momento da ruptura em um teste de cisalhamento simples convertida, com o uso do κ determinado, em uma tensão de tração ε em um teste de tração simples. [00128] A chapa de aço de acordo com a presente invenção é caracterizada pela boa capacidade de trabalho em um domínio de alta tensão tipificado pelo forjamento de chapa metálica, e sua tensão plástica equivalente 8eq satisfaz 0,50 ou mais. Uma vez que a tensão plástica equivalente de um aço TRIP convencional na melhor das hipóteses é da ordem de 0,30, foi confirmado que a chapa de aço de acordo com a presente invenção tem uma boa capacidade de forjamento de chapa.
(D) Dimensão
Espessura da chapa: 1,0 a 4,0 mm [00129] A chapa de aço de acordo com a presente invenção encontra aplicação principalmente em automóveis e similares e a espessura da chapa está variando principalmente entre 1,0 e 4,0 mm. Consequentemente, a faixa da espessura da chapa pode ser de 1,0 a 4,0 mm e, conforme necessário, um limite inferior pode ser 1,2 mm, 1,4 mm, ou 1,6 mm, e o limite superior pode ser 3,6 mm, 3,2 mm ou 2,8 mm.
(E) Método de produção
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38/63 [00130] Dos estudos até aqui, os presentes inventores confirmaram que a chapa de aço laminada a quente da presente invenção pode ser produzida conduzindo-se os processos de produção (a) a (f) a seguir nessa ordem. A descrição será feita agora em detalhes quanto a cada um desses processos de produção.
Processo de fusão [00131] Métodos de produção antes da laminação a quente não são particularmente limitados exceto o método de desoxidação para o aço fundido. Para tal método de desoxidação, a desoxidação sequencial descrita abaixo pode ser executada para controlar a composição e o tamanho do TiN. Consequentemente, subsequentemente à fusão em um alto forno ou em um forno elétrico, uma variedade de segundas fusões incluindo a desoxidação sequencial é executada para fazer um ajuste para a composição de componentes descrita acima. Então, métodos tais como um lingotamento contínuo comum e o lingotamento de placas finas podem ser usados para produzir uma placa. Nesse momento, a sucata ou similar podem ser usadas como matérias primas desde que o material possa ser controlado na faixa de componentes da presente invenção.
[00132] Será feita agora a descrição em detalhes quanto ao método de desoxidação sequencial.
[00133] Antes da desoxidação, a concentração de oxigênio dissolvido no aço fundido é primeiramente ajustada com a quantidade de Si, que é um elemento desoxidante mais fraco que o Ti para trazer a concentração de oxigênio dissolvido ao equilíbrio com a quantidade de Si em 0,0020 a 0,0080%. Quando a concentração de oxigênio dissolvido é menor que 0,0020%, a quantidade de óxidos complexos suficiente para eventualmente tornar menores os tamanhos dos nitretos inclusive de Ti não pode ser obtida. Por outro lado, quando a concentração de oxigênio dissolvido é maior que 0,0080%, os óxidos complexos gera
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39/63 dos são embrutecidos, de modo que o efeito de tornar menores os tamanhos dos nitretos inclusive de Ti é prejudicado.
[00134] Nesse momento, quando o teor de Si é menor que 0,05%, a concentração de oxigênio dissolvido em equilíbrio com o Si alcança mais de 0,0080%. Por outro lado, quando o teor de Si é maior que 0,2%, a concentração de oxigênio dissolvido em equilíbrio com o Si é maior que 0,2%, a concentração de oxigênio dissolvido em equilíbrio com o Si cai para menos de 0,020%. Consequentemente, o teor de SI em uma etapa precedente à oxidação é 0,05 a 0,20%, e a concentração de oxigênio dissolvido é 0,0020%a 0,0080%.
[00135] A seguir, com essa concentração de oxigênio dissolvido, Ti é adicionado de modo que o teor final de Ti seja 0,015 a 0,170%, e imediatamente após, Al é adicionado de modo que o teor final de Al seja 0,005 a 0,020% para executar a desoxidação.
[00136] Espaçadamente, após o Ti ser adicionado, óxidos de Ti gerados quando o Ti é adicionado crescem e são coagulados e embrutecidos, resultando em flutuação. Consequentemente, a adição de Al é desejavelmente feita imediatamente após o Ti ser adicionado.
[00137] Quando a adição de Al está em uma quantidade tal que o teor final de Al cai abaixo de 0,005%, os óxidos de Ti crescem e são coagulados e embrutecidos, resultando em flutuação. Por outro lado, quando a adição de Al está em uma quantidade tal que o teor de Al alcance mais de 0,020%, os óxidos de Ti podem ser completamente reduzidos, e eventualmente os óxidos complexos descritos acima não podem ser suficientemente obtidos.
[00138] Subsequentemente, em até 5 minutos após o Al ser adicionado, a desoxidação é executada pela adição de Ca, que é um elemento desoxidante ainda mais forte que o Ti e o Al. Nesse momento, Ca pode ser adicionado de modo que o teor final de Ca seja 0,0005 a 0,0100%. Aqui, quando a adição de Ca está em uma quantidade tal
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40/63 que o teor final de Ca caia para menos de 0,005%, as quantidades de Ti, Al, Ca ou seus óxidos obtidos na desoxidação sequencial são reduzidas, e assim a quantidade de TiN precipitada com aqueles elementos sendo núcleos é reduzida. Consequentemente, uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência excelente para forjamento de chapa metálica não pode ser obtida.
[00139] Por outro lado, a adição de Ca em uma quantidade tal que o teor de Ca alcance mais de 0,0100% apenas satura o efeito, e à medida que os tamanhos de Ti, Al, Ca ou seus óxidos aumenta, a densidade aumenta correspondentemente. Em um trabalho composto tal como forjamento de chapas metálicas, os óxidos contendo Al ou Ca podem servir como pontos de partida de um vão e promover fratura; o limite superior de Ca é 0,0100%.
[00140] Deve ser notado que Mg ou REM, que são elementos desoxidantes mais fortes que Ti e Al, podem ser usados para desoxidação ao invés de Ca. Especificamente, em até 5 minutos após Al ser adicionado, a desoxidação é executada pela adição de Mg, que é um elemento desoxidante ainda mais forte que Ti e Al, até um ponto em que o teor final de Mg seja 0,0005 a 0,0100%. Similarmente, em até 5 minutos após Al ser adicionado, a desoxidação pode se executada pela adição de REM, que é um elemento desoxidante mais forte ainda mais forte que Ti e Al, até um ponto em que o teor final de REM seja 0,0005 a 0,1000%.
[00141] Além disso, ao invés de adicionar Ca, Mg e REM individualmente, dois ou mais elementos selecionados entre Ca, Mg e REM podem ser adicionados em combinação.
[00142] Especificamente, em até 5 minutos após a Al ser adicionado, um ou mais elementos selecionados entre Ca, Mg, e REM podem ser adicionados de modo que o teor final de Ca, Mg e REM seja 0,0005% ou mais, o teor final de Ca e MG é 0,0100% ou menos, e o
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41/63 teor final de REM é 0,1000% ou menos.
(b) Processo de aquecimento [00143] Uma placa produzida é submetida à laminação a quente em uma chapa de aço laminada a quente. Para a laminação a quente, a placa é, inicialmente, aquecida. No processo de aquecimento, a placa é aquecida até uma temperatura de SRTmin°C ou mais representada pela fórmula (i) a seguir, ou até 1260°C ou menos. No caso de lingotamento contínuo, a placa pode ser resfriada até uma baixa temperatura, e então aquecida novamente, ou pode ser aquecida subsequentemente ao lingotamento contínuo sem resfriamento. Aqui, SRTmin refere-se à temperatura da solução de tratamento de TiC.
SRTmin = 7000/{2,75 - log(Ti x C)} - 273 ... (i) em que o símbolo de um elemento na fórmula acima representa o teor (em % em massa) do elemento na chapa de aço laminada a quente e é substituído por zero quando o elemento não está contido.
(c) Processo contínuo de laminação a quente [00144] Após o aquecimento, a placa extraída de um forno de aquecimento é submetida á laminação de desbaste e subsequentemente à laminação de acabamento de múltiplas cadeiras. Para evitar precipitação de precipitados incluindo Ti, uma temperatura de término da laminação de desbaste é 1100°C ou mais. Como descrito acima, a laminação de acabamento de múltiplas cadeiras é conduzida por laminação continua múltipla de três cadeiras ou mais (por exemplo, 6 ou 7 cadeiras). A laminação de acabamento de múltiplas cadeiras é executada de modo tal que a tensão cumulativa (tensão cumulativa efetiva) de laminação nas três cadeiras finais é do 0,01 a 0,10.
[00145] Como descrito acima, a tensão cumulativa eficaz é um indicador que leva em consideração a variação do tamanho do grão de acordo com a temperatura durante a laminação e a redução na laminação de uma chapa de aço pela laminação e a variação do tamanho
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42/63 do grão quando os grãos se recuperam estaticamente em um período de tempo após a laminação. A tensão cumulativa efetiva (seff) pode ser determinada na fórmula a seguir:
tensão cumulativa efetiva (seff) = Zsi(ti, Ti)... (iii) em que Σ na fórmula (iii) representa a soma para i = 1 a 3, [00146] i = 1, i = 2, e i = 3 indicam a primeira cadeira de laminação a partir da última na laminação de acabamento de múltiplas cadeiras (isto é, a cadeira de laminação final), a segunda cadeira a partir da última e a terceira cadeira a partir da última, respectivamente.
[00147] Aqui, Para cada laminação indicada por i, si é representado pela seguinte fórmula:
si(ti, Ti) = ei/exp((ti/TR)2/3)... (iv) em que ti: tempo (s) entre a ia cadeira de laminação a partir da ultima e o início do resfriamento primário
Ti: temperatura de laminação (K) da ia cadeira de laminação a partir da última ei: tensão logarítmica quando laminada na ia cadeira de laminação a partir da última ei = |ln{1 - (espessura da chapa de aço na entrada da ia cadeira - espessura da chapa de aço no lado da saída da ia cadeira)/( espessura da chapa de aço na entrada da ia cadeira)}| = |ln{( espessura da chapa de aço no lado da saída da ia cadeira)/( espessura da chapa no lado da entrada da ia cadeira)}| ... (v) tR = xO-exp(Q/(R-Ti))... (vi) τθ = 8,46 X 10-9 (s)
Q: constante de ativação da energia em relação ao movimento dos deslocamentos no fe = 183200 (J/mol)
R: constante do gás = 8,314 (J/(K-mol)) [00148] Pela definição da tensão cumulativa efetiva assim derivada,
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43/63 microestruturas almejadas são obtidas e a variação na nanodureza é reduzida. Como resultado, uma chapa de aço com excelente capacidade de forjamento da chapa pode ser obtida, na qual a geração de vãos é inibida em uma interface entre a microestrutura dura e a microestrutura macia e é difícil para os vãos se aglutinarem mesmo quando os vãos crescem, e assim o forjamento da chapa metálica não provoca fraturas.
[00149] A temperatura final da laminação de acabamento de múltiplas cadeiras, isto é, a temperatura final do processo contínuo de laminação a quente, pode ser satisfatória se for Ar3 (°C) + 30°C ou mais em que Ar3 é determinado na fórmula (ii) a seguir. Isto é porque a ferrita reforçada na precipitação e a bainita almejada na presente invenção podem, assim, ser obtidas.
Ar3 = 970 - 325 x C + 33 x Si + 287 x P + 40 x Al - 92 x (Mn + Mo + Cu) - 46 x (Cr + Ni) ... (ii) em que o símbolo de cada elemento na fórmula acima representa o teor (% em massa) do elemento na chapa de aço laminada a quente e é substituído por zero quando o elemento não está contido.
(d) Primeiro processo (acelerado) de resfriamento [00150] Após a laminação de acabamento de múltiplas cadeiras ser completada, o resfriamento da chapa de aço laminada a quente resultante é iniciado após 1,00 a 5,00 segundos. Então, a chapa é resfriada a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou mais desde a temperatura de término da laminação até uma temperatura de 650 a 750°C, e posteriormente a chapa é mantida ao ar livre por 1 a 10 segundos.
[00151] Quando o resfriamento é iniciado em menos de 1,00 segundos após o término do processo contínuo de laminação a quente, a transformação ferrítica é promovida e não apenas a fração de área de bainita almejada não pode ser obtida nas microestruturas finais mas também o efeito da presente invenção não pode ser obtido devido aos
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44/63 precipitados embrutecidos. Por outro lado, quando o resfriamento é iniciado além de 5,00 segundos, a transformação ferrítica é atrasada e uma fração de área almejada de ferrita reforçada na precipitação não pode ser obtida.
[00152] Além disso, quando a taxa média de resfriamento do primeiro processo de resfriamento é menor que 10°C/s, perlita é passível de ser gerada. Por outro lado, o limite superior da taxa de resfriamento não é particularmente limitado. Entretanto, ele pode ser 300°C/s ou menos para evitar o super resfriamento. Além disso, quando a temperatura de retenção no ar é menor que 650°C, bainita é passível de ser gerada e a fração de área de bainita aumenta. Por outro lado, quando a temperatura de retenção no ar é maior que 750°C, perlita é passível de ser gerada.
[00153] Deve ser notado que reter ao ar livre como usado aqui inclui uma chapa de aço laminada a quente ser submetida ao resfriamento a ar ou resfriamento minimamente limitado em um dispositivo de resfriamento, e o limite inferior nesse momento é idealmente 0°C/s e o limite superior é 8°C/s.
(e) Segundo processo (acelerado) de resfriamento [00154] Após a chapa ser mantida no ar, o resfriamento é conduzido a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou mais a partir de uma faixa de temperaturas de 600 a 740°C. Uma temperatura de início do resfriamento menor que 600°C evita que a transformação ferrítica progrida suficientemente e provoca precipitação insuficiente dos precipitados de Ti finos. Por outro lado, quando a temperatura de início do resfriamento é maior que 740°C, a transformação ferrítica pode progredir excessivamente e perlita pode ser gerada, levando à degradação da capacidade de expansão de furo. Em adição, os precipitados de Ti fino pode ser embrutecido para reduzir a resistência.
[00155] Além disso, quando a taxa média de resfriamento é menor
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45/63 que 10°C/s, perlita pode também, ser gerada, levando à degradação da capacidade de expansão de furo. O limite superior da taxa média de resfriamento não é particularmente limitado. Entretanto, ele pode ser 1000°C/s ou menos porque há a preocupação de que a chapa de aço empene devido à tensão térmica provocada pelo desvio térmico.
(f) Processo de bobinamento [00156] Posteriormente, a chapa de aço laminada a quente resfriada é bobinada a uma temperatura de bobinamento de 450 a 650°C. As condições após o processo de bobinamento não são particularmente limitadas.
(F) Peça de aço forjado [00157] A chapa de aço laminada a quente assim obtida tem excelente capacidade de forjamento. Consequentemente, a chapa de aço laminada a quente pode ser forjada no forjamento de chapa metálica e similares para obter peças forjadas em formas complexas, que precisam ter uma alta resistência que não podería ser alcançada no passado.
[00158] A presente invenção será descrita agora especificamente em relação a um exemplo, embora a presente invenção não seja limitada ao exemplo.
Exemplo 1 [00159] Na desoxidação sob as condições mostradas nas Tabelas 2 e 3, o aço, que tem a composição química mostrada na Tabela 1, foi fundido em uma placa. A placa foi laminada a quente, resfriada, e então bobinada sob as condições mostradas nas Tabelas 2 e 3 para produzir uma chapa de aço laminada a quente. As espessuras das chapas de aço laminadas a quente resultantes estão mostradas nas Tabelas 4 e 5.
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Tabela 1
Tipo de aço Composição química (em % em massa, o saldo: Fe e impurezas)
c Si Mn Al N P s Ti 0 Nb V Cu Ni Cr Mo B Mg Ca REM Valor do lado esquerdo da fórmula (i)f Outros
A 0,047 0,96 1,30 0,014 0,0049 0,008 0,003 0,149 0,0022 0,039 - - - - - - - - 0,0205 0,0205 -
B 0,043 0,95 1,06 0,016 0,0046 0,010 0,003 0,131 0,0067 0,040 - - - - - 0,0009 - 0,0071 - 0,0071 -
C 0,040 0,05 1,54 0,020 0,0047 0,015 0,004 0,102 0,0036 0,015 - - - 0,12 - - 0,0019 - - 0,0019 -
D 0,064 1,23 2,43 0,018 0,0031 0,012 0,005 0,106 0,0089 0,023 - - - - - - 0,0058 - 0,0055 0,0113 -
E 0,041 1,00 1,23 0,018 0,0035 0,009 0,003 0,091 0,0018 - - - - - - 0,0008 - 0,0068 0,0516 0,0584 -
F 0,043 1,02 1,30 0,013 0,0040 0,015 0,004 0,108 0,0095 - - - - - - - 0,0075 0,0087 - 0,0162 -
G 0,070 0,94 1,27 0,013 0,0056 0,012 0,005 0,108 0,0085 - - - - - - - 0,0029 0,0070 0,0876 0,0975 -
H 0,022 1,06 1,43 0,009 0,0042 0,015 0,005 0,111 0,0030 - - - - - - - 0,0082 - 0,0848 0,0931 -
I 0,040 1,68 1,02 0,005 0,0033 0,012 0,003 0,095 0,0043 - - - - - - - 0,0018 0,0094 0,0929 0,1041 -
J 0,048 1,26 0,60 0,006 0,0048 0,013 0,004 0,145 0,0053 - - - - - - - - 0,0092 0,0186 0,0278 -
K 0,049 0,92 1,09 0,011 0,0032 0,011 0,005 0,164 0,0034 - - - - - - - 0,0093 0,0070 0,0027 0,0190 -
L 0,063 0,93 1,48 0,006 0,0055 0,015 0,003 0,016 0,0087 - - - - - - - 0,0032 0,0018 - 0,0049 -
M 0,077 * 1,06 1,22 0,015 0,0055 0,012 0,004 0,108 0,0076 - - - - - - - - 0,0044 0,0613 0,0657 -
N 0,019 * 0,98 1,27 0,016 0,0056 0,008 0,003 0,111 0,0043 - - - - - - - 0,0092 - 0,0909 0,1002 -
0 0,034 1,75 * 1,31 0,008 0,0059 0,013 0,002 0,112 0,0061 - - - - - - - 0,0095 0,0039 - 0,0135 -
P 0,046 0,02 * 1,30 0,006 0,0045 0,012 0,003 0,129 0,0080 - - - - - - - - - 0,0349 0,0349 -
Q 0,039 0,98 2,53 * 0,010 0,0044 0,014 0,003 0,098 0,0053 - - - - - - - 0,0030 - - 0,0030 -
R 0,048 1,06 0,57 * 0,008 0,0054 0,015 0,001 0,126 0,0016 - - - - - - - - 0,0021 - 0,0021 -
S 0,041 0,98 1,24 0,006 0,0084 * 0,013 0,002 0,111 0,0032 - - - - - - - 0,0016 0,0006 0,0457 0,0478 -
T 0,041 0,97 1,25 0,010 0,0060 0,014 0,004 0,176 * 0,0033 - - - - - - - 0,0074 - 0,0437 0,0511 -
u 0,050 1,08 1,23 0,009 0,0035 0,014 0,004 0,009 * 0,0085 - - - - - - - - 0,0034 0,0279 0,0313 -
46/63
Petição 870190082393, de 23/08/2019, pág. 78/101
Continuação
v 0,046 0,99 1,23 0,017 0,0054 0,013 0,002 0,087 0,0078 - 0,080 - - - - - 0,0010 0,0068 0,0920 0,0998 -
w 0,042 1,00 1,31 0,020 0,0043 0,014 0,004 0,099 0,0035 - - 0,20 - - - - 0,0094 - - 0,0094 -
X 0,043 0,96 1,21 0,013 0,0033 0,014 0,004 0,100 0,0091 - - - 0,10 - - - 0,0074 0,0055 0,0602 0,0731 -
Y 0,032 0,99 1,28 0,013 0,0050 0,010 0,002 0,103 0,0054 - - - - 0,10 - - - 0,0081 0,0981 0,1062 -
z 0,035 1,06 1,33 0,007 0,0041 0,012 0,003 0,098 0,0099 - - - - - 0,15 - 0,0040 0,0072 0,0536 0,0648 -
a 0,036 1,05 1,30 0,005 0,0048 0,015 0,005 0,110 0,0110 * - - - - - - - 0,0014 0,0021 0,0117 0,0152 -
b 0,039 1,00 1,27 0,007 0,0036 0,018 0,004 0,108 0,0009 * - - - - - - - 0,0005 0,0039 0,0994 0,1038 -
c 0,039 1,07 1,27 0,007 0,0047 0,016 0,005 0,102 0,0091 - - - - - - - - 0,0004 - 0,0004 *
d 0,040 1,06 1,24 0,005 0,0059 0,015 0,005 0,113 0,0054 - - - - - - - 0,0110 * - - 0,0110
e 0,041 1,01 1,25 0,007 0,0033 0,018 0,004 0,112 0,0099 - - - - - - - - - 0,1010 * 0,1010
f 0,039 1,00 1,32 0,010 0,0059 0,016 0,005 0,104 0,0019 - - - - - - - - - 0,0003 0,0003 *
g 0,036 0,99 1,33 0,008 0,0031 0,018 0,004 0,104 0,0058 - - - - - - - 0,0004 - - 0,0004 *
h 0,038 1,04 1,28 0,005 0,0034 0,016 0,005 0,098 0,0018 - - - - - - - 0,0098 0,0103 * 0,0056 0,0257
i 0,037 1,02 1,24 0,005 0,0034 0,016 0,005 0,098 0,0018 - - - - - - - 0,0098 - - 0,0098 Zr: 0,001
* indica fora da definição da presente invenção
S9/Z17
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Tabela 2
N° do teste Tipo de aço SRTmin (°C) ΑΓ3 (°C) Processo de fusão Temperatura de aquecimento (°C)
Teor de Si antes da adição de Ti (%) Equilíbrio da concentração de oxigênio dissolvido (%) Ordem de adição dos elementos desoxidantes Tempo antes da adição de Al após a desoxidação com Ti (min)
1 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
2 A 1154 870 0.22 0.0010 Ti—Al—REM 1,0 1200
3 A 1154 870 0,02 0.0110 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
4 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti-^REM^Al 1,0 1200
5 A 1154 870 0,17 0,0037 Al >1Ί >RE.\1 1,0 1200
6 A 1154 870 0,17 0,0037 Al >RE.\1 >1Ί 1,0 1200
7 A 1154 870 0,17 0,0037 REVI >AI >1Ί 1,0 1200
8 A 1154 870 0,17 0,0037 REM^Ti^Al 1,0 1200
9 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 6J2 1200
10 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 0J. 1200
11 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1120
12 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
13 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
14 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
15 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
16 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
17 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
18 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
19 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
20 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
21 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
22 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
23 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
24 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
25 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
26 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
27 A 1154 870 0,17 0,0037 Ti—>A1—>REM 1,0 1200
28 B 1127 894 0,13 0,0030 Ίι .Al -Ca 1,0 1230
29 c 1089 829 0,05 0,0077 Ti-^Al^Mg 2,0 1230
30 D 1150 771 0,05 0,0074 Ti >AI >.\lg.RE.\l 1,5 1230
31 E 1079 881 0,06 0,0068 Ti-^Al^Ca,REM 0,6 1230
48/63
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Continuação
Lam de desbaste Lam de acabamento Primeiro resfriamento Resfr. a ar Segundo resfriamento Bobinamento
Temperatura final (°C) Temperatura final (°C) Tensão cumulativa nas três últimas cadeiras Tempo antes do início do resfriamento (s) Taxa média de resfriamento (°C/s) Temperatura inicial (°C) Tempo (s) Temperatura inicial (°C) Taxa de resfriamento (°C/s) Temperatura de bobinamento (°C)
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1050 930 0,062 1,23 44 700 2 690 14 550
1120 880 0,140 1,23 34 700 2 690 14 550
1120 910 0.149 1,06 47 700 2 690 16 550
1120 1000 0.003 2,00 32 730 1 725 10 550
1120 910 0,008 5.15 10 680 1 675 10 450
1120 930 0,086 0.94 58 700 1 695 18 550
1120 930 0,007 4,09 9 750 2 740 10 450
1120 930 0,062 1,23 32 760 4 740 18 550
1120 930 0,062 1,23 56 640 1 635 13 500
1120 930 0,062 1,23 35 745 11 690 18 500
1120 930 0,062 1,23 52 660 0 660 11 550
1120 930 0,062 1,23 34 750 1 745 19 550
1120 930 0,062 1,23 54 650 10 590 14 450
1120 930 0,062 1,23 49 675 8 635 8 550
1120 930 0,062 1,23 35 745 1 740 10 700
1120 930 0,062 1,23 49 675 4 655 25 400
1150 950 0,042 1,60 30 745 1 740 10 600
1150 950 0,042 1,60 30 745 1 740 10 600
1150 950 0,042 1,60 30 745 1 740 10 600
1150 950 0,042 1,60 30 745 1 740 10 600
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Continuação
N° do teste Tipo de aço SRTmin (°C) ΑΓ3 (°C) Processo de fusão Temperatura de aquecimento (°C) Lam de desbaste Lam de acabamento
Teor de Si antes da adição de Ti (%) Equilíbrio da concentração de oxigênio dissolvido (%) Ordem de adição dos elementos desoxidantes Tempo antes da adição de Al após a desoxidação com Ti (min) Temperatura final (°C) Temperatura final (°C) Tensão cumulativa nas três últimas cadeiras
32 F 1104 876 0,17 0,0024 ΊΊ -Al .Ca.Vlg 2,0 1230 1150 950 0,042
33 G 1164 866 0,13 0,0029 ΊΊ -Al .Ca.VIg.RIAI 3,0 1230 1150 950 0,042
34 H 1032 872 0,19 0,0022 Ti^Al^Mg,REM 2,5 1230 1150 950 0,035
35 I 1081 923 0,12 0,0030 ΊΊ ,AI -Ca.VIg.RlaVI 4,5 1230 1150 960 0,027
36 J 1153 945 0,13 0,0031 Ti^Al^Ca,REM 5,0 1230 1150 980 0,016
37 K 1172 888 0,10 0,0029 ΊΊ ,AI -Ca.VIg.RlaVI 5,0 1230 1150 950 0,035
38 L 945 849 0,11 0,0054 ΊΊ ,AI -Ca.Vlg 2,2 1230 1150 950 0,035
39 M * 1176 873 0,14 0,0047 Ti^Al^Ca,REM 4,2 1230 1150 930 0,06£
40 N * 1017 883 0,13 0,0074 Ti^Al^Mg,REM 3,3 1230 1150 930 0,061
41 0 * 1081 901 0,08 0,0053 ΊΊ ,AI -Ca.Vlg 2,1 1230 1150 935 0,05»
42 p * 1134 841 0,11 0,0048 Ti^Al^REM 2,8 1230 1150 930 0,06|
43 Q * 1082 762 0,17 0,0070 Ti^Al^Mg 4,5 1230
44 R * 1136 942 0,10 0,0063 Ίι .Al -Ca 3,6 1230 1150 930 0,061
45 s * 1102 879 0,13 0,0070 Ti^Al^Ca,REM 2,7 1230 1150 930 0,062
46 y * 1158 878 0,09 0,0054 Ti^Al^Mg,REM 0,6 1230 1150 930 0,062
47 u * 875 881 0,05 0,0048 Ti^Al^Ca,REM 3,6 1230 1150 930 0,062
48 V 1087 880 0,14 0,0075 ΊΊ .Al .Ca.VIg.RlaVI 1,0 1230 1150 915 0,098
49 w 1091 856 0,20 0,0032 Ti-^Al^Mg 4,1 1230 1150 915 0,098
50 X 1095 877 0,07 0,0076 ΊΊ .Al .Ca.VIg.RlaVI 4,5 1230 1150 915 0,098
51 Y 1065 874 0,09 0,0046 Ti^Al^Ca,REM 4,1 1230 1150 915 0,098
52 z 1069 862 0,08 0,0037 ΊΊ .Al .Ca.VIg.RlaVI 1,3 1230 1150 915 0,098
53 a * 1086 878 0,08 0,0027 ΊΊ .Al .Ca.VIg.RlaVI 3,1 1230 1150 915 0,098
54 b * 1093 880 0,05 0,0037 ΊΊ .Al .Ca.VIg.RlaVI 2,3 1230 1150 915 0,098
55 c * 1086 881 0,07 0,0039 Ίι .Al -Ca 1,5 1230 1150 915 0,098
56 d * 1101 883 0,13 0,0037 Ti-^Al^Mg 4,8 1230 1150 915 0,098
57 e * 1103 881 0,16 0,0023 Ti^Al^REM 2,9 1230 1150 915 0,098
58 f * 1088 875 0,17 0,0066 Ti^Al^REM 2,4 1230 1150 915 0,098
59 g * 1079 875 0,14 0,0025 Ti^Al^Mg 1,7 1230 1150 915 0,098
60 h * 1079 880 0,10 0,0059 ΊΊ .Al .Ca.VIg.RCVI 0,7 1230 1150 915 0,098
61 i 1076 883 0,07 0,0076 Ti-^Al^Mg 3,9 1230 1150 915 0,098
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Continuação
Primeiro resfriamento Resfr. a ar Segundo resfriamento Bobinamento
Tempo antes do inicio do resfriamento (s) Taxa média de resfriamento (°C/s) Temperatura inicial (°C) Tempo (s) Temperatura inicial (°C) Taxa de resfriamento (°C/s) Temperatura de bobinamento (°C)
1,60 30 745 1 740 10 600
1,60 30 745 1 740 10 600
1,77 27 745 1 740 11 580
1,77 28 745 1 740 11 580
1,77 31 745 1 740 11 580
1,77 27 745 1 740 11 580
1,77 27 745 1 740 11 580
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 45 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
Não aplicável à laminação devido à fratura da placa
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
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Tabela 3
Processo de fusão Temperatura de aquecimento (°C) Lam. de desbaste Lam. de acabamento
Teor de Si antes da adição de Ti (%) Equilíbrio da concentração de oxigênio dissolvido (%) Ordem de adição dos elementos desoxidantes Tempo antes da adição de Al após a desoxidaçãocomTi (min) Temperatura final (°C) Temperatura final (°C) Tensão cumulativa nas três últimas cadeiras
0,17 0,0024 ΊΊ ..Al .Ca.Vlg 2,0 1230 1150 950 0,042
0,13 0,0029 ΊΙ ..Al .Ca.Vlg.RCVl 3,0 1230 1150 950 0,042
0,19 0,0022 Ti^Al^Mg,REM 2,5 1230 1150 950 0,035
0,12 0,0030 ΊΊ -Al .Ca.VIg.RIAI 4,5 1230 1150 960 0,027
0,13 0,0031 Ti^Al^Ca,REM 5,0 1230 1150 980 0,016
0,10 0,0029 ΊΊ -Al .Ca.Vlg.RIA1 5,0 1230 1150 950 0,035
0,11 0,0054 ΊΊ ..Al .Ca.Vlg 2,2 1230 1150 950 0,035
0,14 0,0047 Ti^Al^Ca,REM 4,2 1230 1150 930 0,062
0,13 0,0074 Ti^Al^Mg,REM 3,3 1230 1150 930 0,062
0,08 0,0053 ΊΊ ..Al .Ca.Vlg 2,1 1230 1150 935 0,056
0,11 0,0048 Ti^Al^REM 2,8 1230 1150 930 0,062
0,17 0,0070 Ti^Al^Mg 4,5 1230
0,10 0,0063 Ίι ..Al -Ca 3,6 1230 1150 930 0,062
0,13 0,0070 Ti^Al^Ca,REM 2,7 1230 1150 930 0,062
0,09 0,0054 Ti^Al^Mg,REM 0,6 1230 1150 930 0,062
0,05 0,0048 Ti^Al^Ca,REM 3,6 1230 1150 930 0,062
0,14 0,0075 Ti ..Al .Ca.Vlg.RI Al 1,0 1230 1150 915 0,098
0,20 0,0032 Ti-^Al^Mg 4,1 1230 1150 915 0,098
0,07 0,0076 Ti -Al •Ca.VIg.RIAI 4,5 1230 1150 915 0,098
0,09 0,0046 Ti^Al^Ca,REM 4,1 1230 1150 915 0,098
0,08 0,0037 Ti -Al •Ca.VIg.RIAI 1,3 1230 1150 915 0,098
0,08 0,0027 Ti -Al •Ca.VIg.RIAI 3,1 1230 1150 915 0,098
0,05 0,0037 Ti -Al Ca.VIg.RIAI 2,3 1230 1150 915 0,098
0,07 0,0039 Ίι ..Al -Ca 1,5 1230 1150 915 0,098
0,13 0,0037 Ti-^Al^Mg 4,8 1230 1150 915 0,098
0,16 0,0023 Ti^Al^REM 2,9 1230 1150 915 0,098
0,17 0,0066 Ti^Al^REM 2,4 1230 1150 915 0,098
0,14 0,0025 Ti^Al^Mg 1,7 1230 1150 915 0,098
0,10 0,0059 Ti -Al •Ca.VIg.RIAI 0,7 1230 1150 915 0,098
0,07 0,0076 Ti-^Al^Mg 3,9 1230 1150 915 0,098
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Petição 870190082393, de 23/08/2019, pág. 84/101
Tabela 3 Continuação
Primeiro resfriamento Resfir. a ar Segundo resfriamento Bobinamento
Tempo antes do início do resfriamento (s) Taxa média de Resfriamento (°C/s) Temperatura inicial (°C) Tempo (s) Temperatura inicial (°C) Taxa de resfriamento (°C/s) Temperatura de Bobinamento (°C)
1,60 30 745 1 740 10 600
1,60 30 745 1 740 10 600
1,77 27 745 1 740 11 580
1,77 28 745 1 740 11 580
1,77 31 745 1 740 11 580
1,77 27 745 1 740 11 580
1,77 27 745 1 740 11 580
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 45 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
Não aplicável à aminação devido à fratura da placa
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
1,23 44 700 2 690 14 550
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
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Petição 870190082393, de 23/08/2019, pág. 85/101
Tabela 3 Continuação
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
1,33 42 680 5 655 14 500
Tabela 4
Teste n° Tipo de aço Espessura da chapa (mm) Microestruturas metálicas Propriedades mecânicas
Perlita (% em área) Ferrita (% em área) Bainita (% em área) Ferrita + bainita (% em área) Martensita (% em área) γ retida (% em área) Diâmetro de círculo equivalente médio de TiN (mm) Distância mínima média de TiN (mm) Diâmetro de círculo equivalente médio de precipitados microscópicos de Ti (nm) Densidade numérica de precipitados microscópicos de Ti (xl016/cm3) Desvio padrão da nanodureza (GPa) TS (MPa) TSxu-EL (MPax%) TSxk (MPax% ) Tensão plástica equivalente
1 A 2,9 0 35 65 100 0 0 5,3 10,7 2,2 13,0 0,95 789 8087 65077 0,98
2 A 2,9 0 39 61 100 0 0 10,8 * 12,0 2,2 12,0 0,95 792 7849 64458 0,75
3 A 2,9 0 36 64 100 0 0 4,6 8,0 * 2,4 10,0 0,95 791 7806 63276 0,88
4 A 2,9 0 35 65 100 0 0 10,4 * 11,0 2,3 11,0 0,95 790 7849 65692 0,68
5 A 2,9 0 38 62 100 0 0 10,2 * 10,8 2,1 15,0 0,95 788 8192 62024 0,62
6 A 2,9 0 32 68 100 0 0 10,3 * 11,0 2,0 18,0 0,95 788 7871 63903 0,66
7 A 2,9 0 37 63 100 0 0 11,0 * 13,5 2,1 14,0 0,95 789 7831 65500 0,68
8 A 2,9 0 34 66 100 0 0 10,7 * 12,6 2,1 13,0 0,95 791 8140 62278 0,69
9 A 2,9 0 36 64 100 0 0 4,0 7,5 * 2,0 17,0 0,95 790 7555 63947 0,88
10 A 2,9 0 37 63 100 0 0 12,0 * 13,0 2,2 13,0 0,95 791 8066 65682 0,69
11 A 2,9 0 39 61 100 0 0 9,9 10,0 1,0 0,5 * 0,90 712 8518 68655 0,99
12 A 2,9 0 40 60 100 0 0 8,9 10,0 1,2 0,8 * 0,91 762 7862 64928 0.98
13 A 2,9 0 76 * 24 * 100 0 0 6,4 11,4 3,0 4,3 1,05 * 821 8834 49381 0,87
14 A 2,9 0 79 * 21 * 100 0 0 6,2 10,1 3,0 4,0 1,10 * 781 9951 43714 0,86
15 A 2,9 0 4 * 96 * 100 0 0 6,3 10,2 - * 0,90 843 5630 89043 0,90
16 A 2,9 0 5 * 95 * 100 0 0 6,1 10,0 - * 0,89 838 6093 81933 0,90
17 A 2,9 0 72 * 28 * 100 0 0 6,2 10,3 3,0 5,0 1,03 * 786 9140 40433 0,88
18 A 2,9 5 * 90 * 5 * 95 0 0 6,0 10,7 3,0 4,6 1,11 * 780 4445 29544 0,85
19 A 2,9 8 * 90 * 2 * 92 * 0 0 5,9 10,7 2,9 5,5 1,12 * 781 4824 35772 0.84
20 A 2,9 0 4 * 96 * 100 0 0 6,2 10,8 - * 0,87 845 5705 99041 0,91
21 A 2,9 6 * 93 * 1 * 94 * 0 0 6,2 10,4 5,0 0,8 * 1,09 * 762 5615 30668 0,82
22 A 2,9 0 0 * 98 * 98 2 0 6,3 10,2 - * 0,89 865 4583 106191 0,94
23 A 2,9 6 * 89 * 5 * 94 * 0 0 6,1 10,0 4,8 0,9 * 1,08 * 758 5638 33281 0,81
24 A 2,9 0 4 * 96 * 100 0 0 6,2 10,3 - * 0,90 851 4730 100347 0,95
25 A 2,9 3 * 41 56 97 0 0 6,0 10,7 4,0 0,95 * 1,11 * 731 4892 40591 0,84
26 A 2,9 4 * 39 57 96 0 0 5,9 10,7 7,0 0,4 * 1,12 * 822 5879 41436 0,82
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Petição 870190082393, de 23/08/2019, pág. 86/101
Tabela 4Continuação
27 A 2,9 0 37 57 94 * 3 * 3 * 6,1 10,3 - * 1,24 * 740 10051 31698 0,61
28 B 3,1 0 14 86 100 0 0 5,7 10,7 2,6 7,0 0,97 785 7889 54950 0,91
29 C 3,1 0 10 90 100 0 0 5,0 11,5 2,0 12,0 0,99 786 8005 66860 0,96
30 D 3,1 0 9 91 100 0 0 5,4 12,2 2,1 11,0 0,98 1014 9126 68293 0,90
31 E 3,1 0 19 81 100 0 0 5,3 13,0 1,6 21,0 0,94 818 7817 59091 0,94
* indica fora da definição da presente invenção
Tabela 5
Teste n° Tipo de aço Espessura da chapa (mm) Microestruturas metálicas
Perlita (% em área) Ferrita (% em área) Bainita (% em área) Ferrita + bainita (% em área) Martensita (% em área) γ retida (% em área) Diâmetro de círculo equivalente médio de TiN (mm) Distância mínima média de TiN (mm) Diâmetro de círculo equivalente médio de precipitados microscópicos de Ti (nm) Densidade numérica de precipitados microscópicos de Ti (xl016/cm3) Desvio padrão da nanodureza (GPa)
32 F 3,1 0 70 30 100 0 0 5,5 11,9 2,4 7,0 0,95
33 G 3,1 0 15 85 100 0 0 6,0 10,7 2,0 13,0 0,94
34 H 3,1 0 70 30 100 0 0 6,3 10,1 2,3 9,0 0,91
35 I 3,1 0 69 31 100 0 0 5,8 10,8 1,9 13,0 0,98
36 J 3,1 0 65 35 100 0 0 5,9 10,9 2,8 6,0 0,95
37 K 3,1 0 55 45 100 0 0 9,7 10,0 2,9 6,5 0,95
38 L 3,1 0 20 80 100 0 0 3,9 14,9 2,0 2,0 0,96
39 M * 2,9 0 3 * 97 * 100 0 0 5,7 10,9 - * 0,95
40 N * 2,9 0 95 * 5 * 100 0 0 5,4 11,4 14,0 0,03 * 0,99
41 O * 2,9 0 68 30 98 2 0 5,7 10,8 4,0 0,9 * 1,00
42 P * 2,9 0 0 * 98 * 98 2 0 5,5 10,9 - * 0,92
43 Q *
44 R * 2,9 0 84 * 16 * 100 0 0 6,6 10,9 6,0 0,6 * 0,92
45 S * 2,9 0 32 68 100 0 0 10,4 * 8,8 * 2,0 5,0 0,97
46 T * 2,9 0 55 45 100 0 0 10,1 * 6,7 * 2,8 7,0 0,99
47 u * 2,9 0 29 71 100 0 0 3,5 15,9 - * 0,95
48 V 2,5 0 31 69 100 0 0 5,7 10,0 2,2 7,5 0,98
49 w 2,5 0 31 69 100 0 0 6,0 11,5 2,3 8,0 0,95
50 X 2,5 0 24 76 100 0 0 6,2 11,7 2,0 12,0 0,96
51 Y 2,5 0 38 62 100 0 0 6,1 11,9 2,0 12,0 0,93
52 z 2,5 0 29 71 100 0 0 5,8 10,5 1,4 34,0 0,95
53 a * 2,5 0 70 30 100 0 0 3,2 7,1 * 2,5 6,0 0,93
54 b * 2,5 0 68 32 100 0 0 12,0 * 16,0 2,4 7,0 0,95
55 c * 2,5 0 69 31 100 0 0 11,0 * 14,0 2,4 7,0 0,94
56 d * 2,5 0 69 31 100 0 0 4,0 8,0 * 2,6 6,0 0,93
57 e * 2,5 0 69 31 100 0 0 10,8 * 13,0 2,5 7,0 0,95
58 f * 2,5 0 69 31 100 0 0 4,1 8,9 * 2,2 9,0 0,94
59 g * 2,5 0 70 30 100 0 0 11,2 * 14,2 2,1 11,0 0,93
60 h * 2,5 0 68 32 100 0 0 3,8 7,5 * 1,8 16,0 0,95
61 i 2,5 0 70 30 100 0 0 5,0 10,1 2,7 5,0 0,94
55/63
Petição 870190082393, de 23/08/2019, pág. 87/101
Tabela 5 Continuação
Propriedades mecânicas
TS (MPa) TSxu-EL (MPax%) TSxZ(MPax%) Tensão plástica equivalente
826 9267 69394 0,97 Exemplo da invenção
879 8014 66838 0,91
781 8935 65924 0,95
828 8322 54498 0,92
786 8635 70484 0,94
798 7356 66134 0,94
811 7558 66672 0,91
897 6503 64694 0,90 Exemplo comparativo
478 10558 56168 1,00
850 8547 54171 0,90
545 10199 52554 1,00
Não aplicável à laminação devido à fratura da placa
587 8431 53868 0,91
782 8197 68068 0,79
805 7865 62392 0,71
697 9820 61163 1,00
829 8260 68192 0,96 Exemplo da invenção
839 8401 70256 0,95
846 8042 72632 0,96
811 8244 62814 0,98
853 7749 69638 0,97
783 7861 69349 0,81 Exemplo comparativo
789 8002 68330 0,62
795 8438 68704 0,67
781 7894 62988 0,84
789 7772 69529 0,64
800 7883 67157 0,82
784 8160 67430 0,70
791 8318 68985 0,84
801 7867 68515 0,99 Exemplo da invenção
56/63 * indica fora da definição da presente invenção
Petição 870190082393, de 23/08/2019, pág. 88/101
57/63
Microestrutura metálica [00160] Os presentes inventores observaram microestruturas metálicas da chapa de aço laminada a quente resultante e mediram a fração de área de cada uma das microestruturas. Especificamente, quando a largura e a espessura da chapa de aço em uma seção transversal perpendicular à direção de laminação da chapa de aço são definidas como W e t, respectivamente, um espécime para observação da microestrutura metálica foi cortado em uma posição 1/4W a partir de uma face de extremidade da chapa de aço e 1/4t a partir da superfície da chapa de aço.
[00161] Então, a seção transversal na direção de laminação (a assim chamada seção transversal na direção L) do espécime foi submetida à causticação com Nital, e observada em um campo de visão de 300 μίτι x 300 μίτι usando um microscópio ótico após a causticação. Então, a fotografia da microestrutura resultante foi submetida à análise de imagem para determinar a fração de área A de ferrita, a fração de área B de perlita, e a fração total de área C de bainita, martensita e austenita retida.
[00162] A seguir, a porção submetida à causticação com Nital foi submetida à causticação Lepera e observada em um campo de visão de 300 μίτι x 300 μίτι usando-se um microscópio ótico. Então, a fotografia da microestrutura resultante foi submetida à análise de imagem para calcular a fração de área total D de austenita retida e martensita. Além disso, uma amostra submetida a facing up até a profundidade de 1/4 da espessura da chapa a partir da direção normal à superfície da chapa foi usada para determinar a razão de volume da austenita retida com medição de difração de raios X. Uma vez que a razão de volume é substancialmente igual a uma fração de área, a razão de volume foi definida como uma fração de área E da austenita retida. A fração de área de bainita foi determinada a partir da diferença entre a fração de
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58/63 área Cea fração de área D, e uma fração de área de martensita foi determinada a partir da diferença entre a fração de área E e a fração de área D. Dessa forma, foi determinada a fração de área de cada um entre ferrita, bainita, martensita, austenita retida, e perlita.
[00163] A fração de área de ferrita reforçada na precipitação foi determinada no método KAM após o espécime ter sido polido com uma silica coloidal abrasiva e submetida à medição EBSP sob as seguintes condições: ampliação de 400x, campo de visão de 160 x 256 μίτι, e a etapa de medição de 0,5 μίτι, como descrito acima.
[00164] Para os precipitados finos de TI, o espécime foi submetido ao polimento eletrolítico e medido na Tomografia * Atom Probe 3D para determinar o diâmetro de círculo equivalente e a densidade numérica, como descrito acima.
[00165] Para TiN, o espécime foi observado a uma ampliação de 1000x em 20 campos de visão, cada campo de visão sendo 60 x 40 μίτι, e o diâmetro de círculo equivalente de TiN foi determinado pelo processamento de imagem, como descrito acima. Além disso, a distância mínima entre precipitados de TiN foi determinada observandose as mesmas porções como nos estudos das microestruturas usando-se um microscópio metalúrgico a uma ampliação de 500x. Propriedades mecânicas [00166] Entre as propriedades mecânicas, propriedades de resistência à tração (resistência à tração (TS), alongamento uniforme (uEL), e a razão de expansão de furo (λ)) foram avaliadas em conformidade com a JIS Z 2241 (2011) usando um espécime n° 5 JIS Z 2241 (2011), que foi tirado em uma posição 1/4W ou 3/4W a partir de uma extremidade da chapa na direção da largura da chapa quando a largura da chapa é definida como W com uma direção (direção da largura) perpendicular à direção de laminação sendo direção longitudinal. A razão de expansão de furo foi avaliada em conformidade com o méto
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59/63 do de teste descrito na JIS Z 2256 2010 usando um espécime tirado em uma posição similar à posição em que o espécime de teste de tração foi tirado.
[00167] Além disso, os presentes inventores conduziram um teste de cisalhamento simples em um procedimento descrito abaixo, e determinaram a tensão plástica equivalente com base nos resultados.
[00168] Um espécime para o teste de cisalhamento simples foi tirado em uma posição 1/4W ou 3/4W a partir de uma extremidade da chapa de aço na direção da largura da chapa quando a largura da chapa é definida como W com uma direção (direção da largura) perpendicular à direção de laminação sendo a direção longitudinal. A Figura 1(a) ilustra um exemplo do espécime. O espécime para o teste de cisalhamento simples ilustrado na Figura 1(a) foi processado em um espécime retangular de 23 mm na direção da largura da chapa de aço e 38 mm na direção de laminação da chapa de aço de forma tal que ambos os lados fossem polidos uniformemente até uma espessura de 2,0 mm para espessura uniforme da chapa.
[00169] Mandris foram aplicados a porções opostas de mandris 2 nos lados longos (direção de laminação) do espécime, cada porção de mandril tendo 10 mm ao longo da direção do lado curto (direção da largura), de modo que a largura do cisalhamento (porção de geração de deformação do cisalhamento) de 3 mm é fornecida no centro do espécime. No caso em que a espessura da chapa é menor que 2,0 mm, o teste foi conduzido com a espessura da chapa sendo deixada intacta, sem polimento. Além disso, o centro do espécime foi marcado com uma linha reta na direção do lado curto (direção da largura) com uma caneta ou similar.
[00170] Então os lados longos mandrilados foram movidos em direções opostas ao longo da direção do lado longo (direção de laminação) de modo que o espécime foi submetido à deformação de cisa
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60/63 lhamento ao carregar o espécime com um estresse de cisalhamento σε. A Figura 1(b) ilustra um exemplo do espécime submetido à deformação de cisalhamento. O estresse de cisalhamento σε é o estresse nominal determinado na fórmula a seguir.
estresse de cisalhamento σε = força de cisalhamento/ (comprimento do espécime na direção de laminação da chapa de aço x espessura da chapa do espécime) [00171] Uma vez que o comprimento e a espessura da chapa são invariáveis no teste de cisalhamento, pode ser considerado que o estresse nominal do cisalhamento é aproximadamente igual ao estresse de cisalhamento real. Durante o teste de cisalhamento, uma câmera CCD foi usada para capturar a linha reta desenhada no centro do espécime e a inclinação Θ da linha foi medida (ver Figura 1(b)). A partir da inclinação Θ, a tensão de cisalhamento εε, que foi gerada devido à deformação de cisalhamento, foi determinada usando-se a seguinte fórmula:
tensão de cisalhamento εε = tan(0) [00172] Para o teste de cisalhamento simples, foi usado um testador de cisalhamento simples (deslocamento máximo 8 mm). Consequentemente, há a limitação para o movimento (deslocamento) do testador. Além disso, uma vez que fraturas podem ser geradas em uma extremidade ou em uma porção mandrilada do espécime, apenas um teste de cisalhamento pode não completar o teste até o espécime sofrer ruptura em alguns casos. Como tal, um método de teste de cisalhamento de múltiplas etapas, no qual uma série de operações incluindo a aplicação de uma carga de teste de cisalhamento, remoção da carga, corte de uma extremidade da porção mandrilada do espécime em uma linha reta, e reaplicação de uma carga foram repetidas, foi aplicada como descrito acima.
[00173] Para avaliar o resultado do teste de cisalhamento simples
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61/63 contínuo pela conexão dos resultados desses testes de cisalhamento de múltiplas etapas em série, uma tensão plástica de cisalhamento (ssp) foi determinada como a seguir subtraindo-se a tensão elástica de cisalhamento (sse) levando em consideração um módulo de cisalhamento elástico a partir de uma tensão de cisalhamento (ss) obtida em cada etapa do teste de cisalhamento, de modo que as tensões plásticas de cisalhamento (ss) em todas as etapas sejam conectadas em apenas uma:
Tensão plástica de cisalhamento ssp = tensão de cisalhamento ss - tensão elástica de cisalhamento sse tensão elástica de cisalhamento sse = σε/G em que σε: estresse de cisalhamento
G: módulo de cisalhamento elástico
Aqui, G = E/2(1 + v) foi aproximadamente igual a 78000 (MPa).
E (Módulo de Young (módulo de elasticidade longitudinal)) = 206000 (MPa)
Razão de Poisson (v) = 0,3 [00174] O teste de cisalhamento simples foi conduzido até o espécime sofrer ruptura. Dessa forma, é possível traçar uma relação entre o estresse de cisalhamento σε e a tensão plástica de cisalhamento ssp. Então, a tensão plástica de cisalhamento quando o espécime se rompe é sspf.
[00175] A partir da relação entre o estresse de cisalhamento σε obtido no teste de cisalhamento simples e a tensão plástica de cisalhamento sspf quando o espécime se rompe, um fator de conversão κ é usado para determinar a tensão plástica equivalente seq no método descrito acima.
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62/63 [00176] A seguir foi medido o desvio padrão da nanodureza. O espécime para a observação da microestrutura metálica foi polido novamente. O espécime foi medido em áreas de medição de 25 μίτι x 25 μίτι cada a intervalos de 5 μίτι em uma posição de % de profundidade (porção 1/4t) da espessura da chapa t a partir da superfície da chapa de aço em uma seção transversal paralela à direção de laminação sob uma carga de 1 mN (carga 10s e descarga 10s). Dos resultados, foram calculados o valor médio e o desvio padrão da nanodureza. A nanodureza foi medida com o uso de TriboScope/TriboIndenter disponibilizado pela Hysitron.
[00177] Os resultados da medição estão também mostrados nas Tabelas 4 e 5.
[00178] Como pode ser visto claramente das Tabelas 4 e 5, de acordo com a chapa de aço laminada a quente de acordo com a presente invenção, uma chapa de aço laminada a quente tendo propriedades equilibradas, que tem uma resistência à tração (TS) de 780 MPa ou mais, o produto (TS x u-EL) do alongamento uniforme u-EL pela resistência à tração TS sendo igual a 7000 MPa-% ou mais, e o produto (TS x λ) da razão de expansão de furo λ pela resistência à tração TS sendo igual a 50000 MPa-% ou mais, pode ser obtida. Além disso, a chapa de aço laminada a quente de acordo com a presente invenção tem uma tensão plástica equivalente de mais de 0,90 (90%), e foi confirmado que a chapa de aço pode suportar em uma faixa de alta tensão trabalhos tais como forjamento de chapa metálica. APLICABILIDADE INDUSTRIAL [00179] De acordo com a presente invenção, pode ser obtida uma chapa de aço laminada a quente com excelente capacidade de forjamento da chapa mantendo uma boa capacidade de expansão de furo, que é a característica base de um aço de alta rebarbação. Consequentemente, a chapa de aço laminada a quente de acordo com a presente
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63/63 invenção pode encontrar ampla aplicação em peças de máquinas e similares. Em particular, quando ela é aplicada para trabalhos em chapas de aço incluindo trabalhar em uma faixa de alta tensão tal como forjamento de chapa metálica, podem ser alcançados efeitos notáveis Lista de sinais de referência
- porção de geração de deformação de cisalhamento
- porções mandriladas

Claims (6)

  1. REIVINDICAÇÕES
    1. Chapa de aço laminada a quente, caracterizada pelo fato de que apresenta uma composição química consistindo, em % em massa, em:
    C: 0,020 a 0,070%
    Si: 0,05 a 1,70%
    Mn: 0,60 a 2,50%
    Al: 0,005 a 0,020%
    N: mais que 0,0030% a 0,0060% ou menos
    P: 0,050% ou menos
    S: 0,005% ou menos
    Ti: 0,015 a 0,170%
    O: 0,0010 a 0,0100%
    Nb: 0 a 0,100%
    V: 0 a 0,300%
    Cu: 0 a 2,00%
    Ni: 0 a 2,00%
    Cr: 0 a 2,00%
    Mo: 0 a 1,00%
    B: 0 a 0,0100%
    Ca: 0 a 0,0100%
    Mg: 0 a 0,0100%
    REM: 0 a 0,1000%
    Zr: 0 a 1,000%
    Co: 0 a 1,000%
    Zn: 0 a 1,000%
    W: 0 a 1,000%
    Sn: 0 a 0,050%, e, o saldo: Fe e impurezas, em que a composição química satisfaz a fórmula (i) abaixo, e
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  2. 2/4 quando a largura e a espessura da chapa de aço em uma seção transversal perpendicular à direção de laminação da chapa de aço são definidas como W e t, respectivamente, a microestrutura metálica inclui, em % em área, em uma posição 1/4W ou 3/4W a partir da face de extremidade da chapa de aço e 1/4t ou 3/4t a partir da superfície da chapa de aço, ferrita: 5 a 70%, bainita: 30 a 95%, austenita retida: 2% ou menos, martensita: 2% ou menos, e, perlita: 1% ou menos, e total de ferrita e bainita: 95% ou mais, e em que a ferrita contém precipitados incluindo Ti nos grãos da ferrita, a densidade numérica dos precipitados incluindo Ti é 1,0 x 1016a50,0x 1016/cm3, a chapa de aço inclui precipitados de TiN, o diâmetro de círculo equivalente médio dos precipitados de TiN é 1,0 a 10,0 μίτι, as distâncias mínimas médias entre precipitados de TiN adjacentes é de 10,0 μίτι ou mais, e o desvio padrão da nanodureza é 1,00 GPa ou menos:
    Ca + Mg + REM >0.0005 ... (i) em que o símbolo de um elemento na fórmula acima representa o teor (em % em massa) do elemento na chapa de aço laminada a quente e é substituído por zero quando o elemento não está contido.
    2. Chapa de aço laminada a quente de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que o diâmetro de círculo equivalente médio dos precipitados incluindo Ti é 1,00 a 3,00 nm.
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  3. 3/4
    3. Chapa de aço laminada a quente de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que a resistência à tração é de 780 MPa ou mais, o produto do alongamento uniforme e a resistência à tração é 7000 MPa-% ou mais, e o produto da razão de expansão de furo e a resistência à tração é 50000 MPa-% ou mais.
  4. 4. Método de produção da chapa de aço laminada a quente como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 3, caracterizado pelo fato de que compreende:
    após o processo de fusão, lingotar uma placa tendo a composição química como definida na reivindicação 1, e submeter a placa a um processo de aquecimento, a um processo contínuo de laminação a quente, a um primeiro processo de resfriamento, a um segundo processo de resfriamento, e a um processo de bobinamento, nessa ordem, em que no processo de fusão, o teor de Si no aço fundido é ajustado para 0,05 a 0,20% e a concentração de oxigênio dissolvido é ajustada para 0,0020% a 0,0080%, então o tratamento de desoxidação é executado, no tratamento de desoxidação, Ti e posteriormente Al são adicionados, seguidos de um ou mais elementos selecionados entre Ca, Mg, e REM, no processo de aquecimento, a placa é aquecida até uma temperatura de SRTmin°C ou mais a 1260°C ou menos, SRTmin sendo representado por uma fórmula (i) abaixo, o processo contínuo de laminação quente inclui laminação de desbaste e laminação de acabamento de múltiplas cadeiras de três cadeiras ou mais, a temperatura de término da laminação de desbaste é
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    4/4
    1100°C ou mais, a tensão cumulativa da laminação nas três cadeiras finais na laminação de acabamento de múltiplas cadeiras é 0,01 a 0,10, a temperatura de término da laminação de acabamento de múltiplas cadeiras está a uma temperatura de Ar3 + 30°C ou mais, o ponto Ars sendo determinado pela fórmula (ii) abaixo, no primeiro processo de resfriamento, o resfriamento é iniciado 1,00 a 5,00 segundos após o término da laminação a quente de múltiplas cadeiras, o resfriamento é continuado a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou mais desde a temperatura de término da laminação até uma faixa de temperaturas de 650 a 750°C, e posteriormente a chapa é mantida ao ar livre por 1 a 10 segundos, no segundo processo de resfriamento, após a chapa ser mantida ao ar livre, o resfriamento é conduzido a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou mais a partir da faixa de temperaturas de 600 a 740°C, e no processo de bobinamento, a chapa é bobinada a uma temperatura de bobinamento de 450 a 650 °C:
    SRTmin = 7000/{2.75 - log(Ti x C)} - 273 ... (i)
    Ar3 = 970 - 325 x C + 33 x Si + 287 x P + 40 x Al - 92 x (Mn + Mo + Cu) - 46 x (Cr + Ni) ... (ii) em que o símbolo de um elemento na fórmula acima representa o teor (em % em massa) do elemento na chapa de aço laminada a quente e é substituído por zero quando o elemento não está contido.
  5. 5. Peça de aço forjado, caracterizada pelo fato de ser obtida a partir da chapa de aço laminada a quente como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 3.
  6. 6. Método de produção de uma peça de aço forjado, caracterizado pelo fato de que a chapa de aço laminada a quente como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 3 é submetida pelo menos a forjamento.
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