BR112021012526A2 - Aço de alta resistência com propriedades mecânicas melhoradas - Google Patents

Aço de alta resistência com propriedades mecânicas melhoradas Download PDF

Info

Publication number
BR112021012526A2
BR112021012526A2 BR112021012526-4A BR112021012526A BR112021012526A2 BR 112021012526 A2 BR112021012526 A2 BR 112021012526A2 BR 112021012526 A BR112021012526 A BR 112021012526A BR 112021012526 A2 BR112021012526 A2 BR 112021012526A2
Authority
BR
Brazil
Prior art keywords
range
blade
high strength
temperature
strength steel
Prior art date
Application number
BR112021012526-4A
Other languages
English (en)
Inventor
Petra Seda
Stefanus Matheus Cornelis Van Bohemen
Original Assignee
Tata Steel Ijmuiden B.V.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tata Steel Ijmuiden B.V. filed Critical Tata Steel Ijmuiden B.V.
Publication of BR112021012526A2 publication Critical patent/BR112021012526A2/pt

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0442—Flattening; Dressing; Flexing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

aço de alta resistência com propriedades mecânicas melhoradas. a presente invenção refere-se a uma lâmina de aço de alta resistência que possui quantidades médias de c, mn, si, cr e al, no qual a lâmina de aço possui uma microestrutura consistindo de, em volume %: ferrita e bainita juntas de 50% - 90%, martensita < 15%, austenita retida 5% - 15%, o restante sendo perlita, cementita, precipitados e inclusões juntos em até 5%.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA COM PROPRIEDADES MECÂNICAS MELHORADAS".
[0001] A presente invenção refere-se a um aço de alta resistência com propriedades mecânicas melhoradas. A invenção também se re- fere a um método onde tal aço de alta resistência possa ser produzido.
[0002] O aumento da ductilidade com resistência elevada é dese- jável para mercados generalizados. Na indústria automotiva em parti- cular, onde a legislação está direcionando melhorias na economia de combustível e segurança, há uma tendência para aços de alta resis- tência moldáveis e mais fortes. Lâmina de aço de alta resistência e ultra-alta resistência fornece aos fabricantes automotivos potencial pa- ra redução do peso da carroceria nua e a oportunidade de conter au- mentos de peso decorrentes da mudança para veículos elétricos e híi- bridos. Além disto, a lâmina de aço de alta resistência e de ultra-alta resistência exerce um papel relevante na determinação da capacidade de colisão de veículos modernos de passageiros.
[0003] A aplicação extensiva de aço de alta resistência e ultra-alta resistência requer, em muitos casos, níveis de conformabilidade mais altos do que o esperado para os aços carbono-manganês convencio- nais. O aumento da ductilidade residual nas peças moldadas é benéfi- co para a integridade em caso de colisão. Vários tipos de aço de alta resistência foram desenvolvidos nos últimos anos em que, como uma primeira aproximação, o alongamento à tração foi considerado uma medida simples de conformabilidade e integridade ao impacto. No en- tanto, desenvolvimentos recentes de aços avançados de alta resistên- cia (AHSS - advanced high strength steels) mostraram que a ductilida- de de borda desempenha um papel igualmente importante.
[0004] Com o aumento da resistência, o alongamento à tração e/ou a ductilidade da borda (medida como razão de expansão do furo) são menores. Normalmente, o alongamento e a ductilidade da borda são propriedades conflitantes: quando o alongamento é melhorado, a ductilidade de borda é menor e vice-versa. A formabilidade ideal da lâmina de aço avançado de alta resistência, portanto, é um compro- misso entre o alongamento e a ductilidade da borda. Isso tem reper- cussões na conformação de uma peça automotiva complexa a partir de uma chapa de aço avançado de alta resistência em uma prensa, mas também na deformabilidade da peça em uma colisão.
[0005] No desenvolvimento de chapas de aço de alta resistência, tentou-se superar esses problemas usando maiores quantidades de elementos de liga no aço. O aumento extremo da conformabilidade também pode ser alcançado utilizando adições de alta liga (predomi- nantemente manganês) para estabilizar a austenita. Os exemplos são aços de manganês médio e aços de plasticidade induzida por Twin- ning (TWIP - Twinning Induced Plasticity). A austenita é inerentemente mais dúctil que a ferrita e a geminação pode fornecer um funciona- mento de de encruamento mecânico muito eficaz. Tais aços podem atingir alongamentos muito altos (normalmente 30-50%) em resistên- cias muito altas (normalmente 1000 MPa). No entanto, a resistência ao escoamento é comparativamente baixa e grandes deformações preci- sam ser uniformemente impostas para atingir alta resistência no com- ponente formado. Além disso, os níveis extremamente elevados de liga tornam problemática a produção em larga escala em relação ao processo convencional.
[0006] É um objetivo da invenção fornecer um tipo de aço de alta resistência com propriedades otimizadas em vista do alongamento à tração e da razão de expansão do furo.
[0007] É um outro objetivo da invenção fornecer um tipo de aço de alta resistência com baixa resistência ao escoamento.
[0008] É outro objetivo da invenção fornecer um tipo de aço de alta resistência que possui uma quantidade relativamente baixa de elemen-
tos de liga.
[0009] Um ou mais desses objetos são alcançados de acordo com a invenção, fornecendo uma lâmina de aço de alta resistência consis- tindo dos seguintes elementos, em % em peso: C: 0,12 — 0,18, Mn: 2,00 — 2,60, Si: 0,30 — 0,77, Cr: 0,10 — 0,70, Al: < 0,39, S: < 0,005, N: < 0,015, P: < 0,03 e opcionalmente um ou mais dos elementos selecio- nados dentre: Nb: < 0,06, Mo: < 0,20, Ti: < 0,04, V: < 0,20, B: < 0,004, Ca: < 0,004, o restante sendo ferro e impurezas inevitáveis, em que a lâmina de aço tem uma microestrutura que consiste em, em % de vol.: ferrita e bainita juntas 50 - 90, martensita <15, austenita retida 5- 15, o restante sendo perlita, cementita, precipitados e inclusões juntas até 5, o total somando 100% em vol.
[0010] Os inventores descobriram que as propriedades equilibra- das de um aço de fase dupla com alta resistência são realizadas esco- lhendo uma estratégia de liga adequada e ajustando as características microestruturais durante o processamento.
[0011] A invenção se concentra em um aço de fase dupla com propriedades otimizadas para conformabilidade. Para obter uma alta razão de expansão do furo (valor HEC - hole expansion ratio), a mi- croestrutura deve conter uma grande quantidade de bainita. Usando o Si como elemento de liga, forma-se uma bainita livre de carbono, na qual o carbono em excesso se difunde na austenita e a estabiliza. À austenita retida está presente porque é boa para alongamento e, por- tanto, melhora a conformabilidade da chapa de aço durante a confor- mação. A austenita retida é metaestável e se transforma em martensi- ta durante a conformação, o que melhora a resistência da peça con- formada. No entanto, uma fração de bainita mais alta não é favorável para o alongamento e a austenita retida não é favorável para a expan- são do furo. Portanto, uma microestrutura balanceada com fração de bainita aumentada (boa para a razão de expansão do furo, não para alongamento) e com austenita retida (boa para alongamento, não para a razão de expansão do furo) foi projetada para um aço de fase dupla com alta resistência e boa conformabilidade. A quantidade de marten- sita é relativamente baixa para fornecer altos valores de razão de ex- pansão do furo, e a ferrita está presente para menor resistência ao es- coamento.
[0012] De preferência, a microestrutura do aço de acordo com a invenção acima consiste em, em % de vol. um ou mais dos seguintes: ferrita de 15% a 55%, bainita de 35% a 75%, martensita <10% (de pre- ferência de 1% a 5%), austenita retida de 5% a 10%, sendo o restante perlita, cementita, precipitados e inclusões juntas até 5%, o total so- mando 100% de vol. Isso resulta em conformabilidade otimizada do aço.
[0013] Ferrita (15 — 55%): A ferrita é necessária para fornecer um substrato moldável e encruamento mecânico e é importante para al- cançar o caráter de fase dupla e menor taxa de escoamento. Acima desse limite, a microestrutura final não conterá bainita e / ou martensi- ta suficientes e, portanto, a resistência será muito baixa. A ductilidade da borda não será suficiente. Abaixo deste limite, a taxa de rendimento será muito alta.
[0014] Bainita (35 — 75%): A bainita fornece resistência. A trans- formação da bainita na presença de silício conduz o carbono para a fase austenita, possibilitando níveis de enriquecimento de carbono na fase austenítica permitindo a formação de uma fase (meta) estável à temperatura ambiente; esse processo é chamado de particionamento. A bainita também tem vantagem sobre a martensita como fase de for- talecimento por causa da localização menos microescala da deforma- ção e, consequentemente, melhora a resistência à fratura, ou seja, melhora a ductilidade da borda. Abaixo do limite inferior, haverá estabi- lização de austenita insuficiente e a ductilidade da borda será muito baixa. Além do limite superior, a resistência ao escoamento será muito alta.
[0015] Martensita (<15%): A martensita é formada durante a têm- pera final do recozimento. Também fornece resistência. Acima do limi- te superior, a força estará muito alta e / ou a ductilidade da borda mui- to baixa. Alguma martensita se preferencialmente presente para al- cançar a resposta à tração de dupla fase (para suprimir o alongamento do ponto de escoamento). De preferência, a martensita é <10%, mais preferencialmente entre 1% e 5%.
[0016] Austenita retida (5-15): A austenita retida aumenta o alon- gamento por meio do efeito TRIP. Abaixo de 5%, o nível de alonga- mento desejado não será alcançado. O limite superior é definido pela composição. De preferência, o limite superior é de 10%.
[0017] Devido ao processamento da lâmina de aço, pequenas quantidades de perlita, cementita, precipitados e inclusões podem es- tar presentes no aço, juntas em até 5%.
[0018] Além disso, o aço de acordo com a invenção combina uma quantidade relativamente baixa de carbono (0,12% - 0,18% em peso) com uma quantidade relativamente baixa de silício (0,30% - 0,77% em peso). Isso é vantajoso para a produção da chapa de aço em compa- ração com tipos de aço contendo maiores teores de carbono e / ou si- lício.
[0019] A estratégia de liga é discutida abaixo.
[0020] Carbono (0,12 — 0,18): O carbono (C) é necessário para obter a temperabilidade e o nível de resistência desejados. Permite a estabilização da austenita retida. Abaixo dessa faixa, o nível de carbo- no livre pode ser insuficiente para permitir a estabilização da fração desejada de austenita. Como resultado, o nível desejado de alonga- mento pode não ser alcançado. Acima dessa faixa, a soldabilidade se torna uma preocupação.
[0021] Manganês (2,00 — 2,60): O manganês (Mn) fornece um re- forço substancial da solução sólida, estabiliza a austenita e aumenta a temperabilidade, promovendo a formação de produtos de transforma- ção rígidos em taxas de resfriamento alcançáveis em linhas de reco- zimento convencionais. Acima dessa faixa, a molhabilidade de uma superfície de lâmina de aço é prejudicada. Este nível máximo também é dado tendo em vista as segregações mais fortes durante a fundição e a formação de uma faixa de martensita na lâmina em valores mais elevados. Em um conteúdo de Mn abaixo do limite inferior, o compor- tamento de resistência e transformação são deteriorados.
[0022] Silicone (0,30 — 0,77): A adição de silício (Si) proporciona o fortalecimento da solução sólida, possibilitando, assim, a obtenção de alta resistência e promove a estabilização da austenita. O Si retarda de maneira muito eficaz a formação de carbonetos durante o envelhe- cimento, mantendo assim o carbono em solução para estabilização da austenita. Ferrita e fases duras, como bainita e martensita, apresen- tam melhor ductilidade na ausência de carbonetos. O carbono livre, não preso em carbonetos, pode ser dividido em austenita. Para uma capacidade de revestimento aceitável, a adição imposta de Si deve estar abaixo do nível máximo de 0,77% em peso. O Si é um elemento estabilizador de ferrita e, portanto, garante um comportamento de transformação apropriado para fazer um produto de aço com uma re- sistência ao escoamento relativamente baixa. A segregação de Si du- rante a fundição é menos prejudicial para a ductilidade da borda em comparação com o Mn.
[0023] Crômio (0,10 — 0,70): O crômio (Cr) pode ser usado para aumentar a temperabilidade, retardando assim a formação de produtos de transformação de alta temperatura no resfriamento até a temperatu- ra excedente. As adições de Cr podem, portanto, permitir a utilização de taxas de resfriamento mais baixas, mais facilmente alcançadas em linhas de produção em grande escala. Devido ao seu efeito de endu- recimento, o Cr também é eficaz no aumento da resistência. Em um conteúdo de Cr abaixo do limite inferior, o comportamento de trans- formação é inadequado para fornecer o nível de resistência desejado. Um nível máximo é imposto para garantir que não se forme muita mar- tensita e se forme bainita suficiente.
[0024] Alumínio (<0,39): O alumínio (Al) é usado para desoxidar o aço líquido antes da fundição. Além disso, uma pequena quantidade de Al pode ser usada para ajustar as temperaturas de transformação e a cinética durante a parada por resfriamento. Altos níveis de Al podem levar à elevação da faixa de temperatura de transformação da ferrita em austenita a níveis que não são compatíveis com as instalações convencionais. Assim, a quantidade total de alumínio no aço na forma de óxidos de Al e soluto de alumínio deve ser inferior a 0,39% em pe- so.
[0025] Enxofre (S < 0,005): O enxofre (S) é preferencialmente evi- tado, mas está inevitavelmente presente no processo de fabricação de aço. Um menor teor de enxofre é melhor para a ductilidade da borda e a conformabilidade em geral.
[0026] Nitrogênio (N < 0,015): O conteúdo de nitrogênio (N) é limi- tado ao máximo de 0,015% em peso, como é típico para instalações de fundição contínua.
[0027] Fósforo (P < 0,03): O fósforo pode tornar o aço quebradiço durante a soldagem, portanto, a quantidade é limitada a no máximo 0,03% em peso.
[0028] Opcionalmente, um ou mais dos seguintes elementos po- dem estar contidos na composição de aço. Nb ( < 0,06), Mo ( < 0,20), Ti (< 0,04) e V (< 0,20). Esses elementos podem ser usados para re- finar a microestrutura no produto intermediário laminado a quente e no produto acabado. A microestrutura refinada pode levar a uma maior melhoria da ductilidade da borda. Esses elementos também fornecem um efeito de fortalecimento.
[0029] Boro (B < 0,004): O boro (B) pode ser usado para otimizar o comportamento e a força da transformação. O boro suprimiu a forma- ção de ferrita durante o resfriamento da austenita. A adição de boro melhora a temperabilidade do aço.
[0030] Cálcio (Ca < 0,004): A adição de cálcio (Ca) é benéfica principalmente para aços com maiores teores de S. A adição de cálcio modifica a morfologia das inclusões de sulfeto de manganês. Quando o cálcio é adicionado, as inclusões adquirem uma forma globular em vez de alongada. A prevenção dessas inclusões alongadas é benéfica para a ductilidade da borda. O tratamento com Ca também evita a formação de inclusões de alumina dura.
[0031] De acordo com uma representação preferida, a quantidade de C é 0,13 - 0,18, de preferência 0,14 - 0,17 (em % em peso), e/ou a quantidade de Mn é 2,00 - 2,50, preferencialmente 2,10 - 2,45, mais preferencialmente 2,15 - 2,40 (em % em peso).
[0032] As faixas de C e Mn são escolhidas de forma que um equi- líbrio correto seja encontrado para fornecer um nível de força e peso de transformação apropriado. Mn e C são elementos estabilizadores de austenita conforme elucidado acima. As faixas preferidas fornecem resistência e conformabilidade otimizadas em combinação com os ou- tros elementos do aço.
[0033] De acordo com uma outra representação preferida, a quan- tidade de Si + Cr < 1,30, preferencialmente Si + Cr < 1,20, mais prefe- rencialmente Si + Cr < 1,10, ainda mais preferencialmente Si + Cr < 1,00, ainda mais preferencialmente Si + Cr < 0,90, mais preferencial- mente Si + Cr < 0,84 (em % em peso).
[0034] Si e Cr são elementos que estabilizam a ferrita. A formação de ferrita é necessária para um produto de baixa resistência ao esco-
amento, no entanto, frações de ferrita muito altas diminuem a resistên- cia e/ou a ductilidade da borda. Portanto, Si + Cr < 1,3 é uma condição para garantir o comportamento de transformação adequado, ou seja, o equilíbrio certo entre as fases (não é formada muita ferrita). De prefe- rência, a quantidade de Si + Cr é ainda mais baixa para aumentar a capacidade de produção da chapa de aço.
[0035] A esse respeito, é preferido quando a quantidade de Si é 0,30 - 0,70, mais preferencialmente 0,35 - 0,65, ainda mais preferenci- almente 0,40 - 0,60 (em % em peso), e/ou em que a quantidade de Cr é 0,15 - 0,65, mais preferencialmente 0,20 - 0,60, ainda mais preferen- cialmente 0,25 - 0,60 (em % em peso) e/ou em que a quantidade de Al é <0,10, mais preferencialmente <0,05 (em % em peso). Essas faixas preferidas fornecem condições ideais para a formação da microestru- tura certa e boa produtibilidade do aço.
[0036] Normalmente, quantidades baixas de elementos opcionais são preferidas em vista do custo de tais elementos. A esse respeito, a quantidade preferida de Nb é <0,04, de preferência <0,03, mais prefe- rencialmente <0,02 (em % de peso), a quantidade preferida de Ti é <0,03, mais preferencialmente <0,020, mais preferencialmente <0,01 (em % em peso), a quantidade preferida de B é <0,002, de preferência <0,001, mais preferencialmente <0,0006 (em % em peso), a quantida- de preferida de V é <0,10, preferencialmente <0,05, mais preferenci- almente <0,02 (em % em peso), e a quantidade preferida de Mo é <0,10, preferencialmente <0,05, mais preferencialmente <0,02 (em % em peso).
[0037] Prevê-se também que um ou mais dentre Nb, Mo, Ti, Ve B estejam presentes como impurezas, uma vez que não há necessidade de adicionar tais elementos para atingir a formabilidade desejada de acordo com a invenção.
[0038] De acordo com uma representação preferida da invenção a lâmina de aço de alta resistência possui uma ou mais das proprieda- des a seguir: uma resistência à tração (R-) na faixa de 950 — 1200 MPa, preferencialmente de 980 — 1180 MPa, uma resistência de ren- dimento (Rp) < 620 MPa antes da laminação de têmpera, preferencial- mente < 600 MPa, um alongamento total (Auss) > 12 %, uma capaci- dade de expansão do furo (HEC) > 15%.
[0039] Os limites inferiores para alongamento e expansão do furo fornecem uma boa conformabilidade do aço durante a conformação em uma prensa, especialmente quando combinados.
[0040] Preferencialmente, o alongamento total (Auss) é > 13 %, mais preferencialmente > 14 %, e com maior preferência > 15%. Esse alto nível de alongamento para um aço de alta resistência, especial- mente para um aço com resistência à tração de pelo menos 950 MPa, é exceção em combinação com um alto valor de capacidade de ex- pansão do furo e uma baixa quantidade de elementos de liga.
[0041] Preferencialmente, a capacidade de expansão do furo (HEC) é > 20 %, mais preferencialmente > 25 %, com maior preferên- cia > 30 %. Tais valores elevados de capacidade de expansão do furo são muito bons para a conformabilidade do aço.
[0042] O inventor descobriu que a lâmina de aço de alta resistên- cia de acordo com a invenção tem excelente formabilidade quando as propriedades mecânicas, conforme definidas acima, cumprem a se- guinte condição: (Auiss x HEC x R-) / Rp 2 550, preferencialmente (Auiss x HEC X R-) / R, > 600, mais preferencialmente (Auiss x HEC X R-) / Rp 2650, com maior preferência (Auss x HEC X R=) / R, 2 700. A fór- mula (Auss x HEC X R-) / R, combina efetivamente as propriedades mecânicas mais importantes de forma que as propriedades Auiss, HEC e R- que devem estar elevadas são combinadas com R, que deve es- tar baixo.
[0043] De acordo com uma representação preferida, a lâmina de aço de alta resistência é revestida com um revestimento baseado em Zinco, a lâmina revestida possuindo uma resistência de rendimento Re < 740 MPa após a laminação de têmpera, preferencialmente Rep < 720 MPa após a laminação de têmpera, mais preferencialmente RP < 700 MPa após a laminação de têmpera. Devido ao revestimento com zinco em um banho de revestimento por imersão a quente, a resistência ao escoamento do aço torna-se maior.
[0044] Esta invenção, de acordo com um segundo aspecto, se re- fere a um método de produção de lâmina de aço de alta resistência de acordo com o primeiro aspecto da invenção, compreendendo as se- guintes etapas: e O açocoma composição de acordo com o primeiro as- pecto da invenção é fundido e laminado a quente em uma lâmina com uma espessura de 2,0 - 4,0 mm e enrolado a uma temperatura de en- rolamento (TE) na faixa de 500ºC - 650ºC; e Alâmina é enrolada a frio com uma redução de 50% - 80%; e Alâminaé aquecida a uma temperatura T1 em uma faix de Ac3 — 30ºC a Ac3 + 30ºC para formar uma microestrutura austeníti- ca total ou parcial, preferencialmente com uma taxa média de aqueci- mento (TA - taxa de aquecimento) na faixa de 5 — 25ºC/s; e Posteriormente, a lâmina é mantida em T1 por um perí- odo de tempo t1 de 10 - 90 segundos, seguido por resfriamento lento da lâmina com uma taxa de resfriamento CR1 na faixa de 2 - 12ºC/s a uma temperatura T2 na faixa de 570 - 730ºC, de preferência 600 - 730ºC; e Então, alâmina é rapidamente resfriada com uma taxa de resfriamento CR2 na faixa de 20 — 70ºC/s a uma temperatura T3 na faixa de 380 — 470ºC, preferencialmente 400 — 450ºC, seguido pela manutenção da lâmina em uma temperatura T4 que está entre T3 +
50ºC por um período de tempo t2 de 25 — 100 segundos, no qual T4 no final do período de tempo t2 está entre T3 + 30ºc, seguido pelo res- friamento da lâmina de aço a uma taxa de resfriamento CR3 de pelo menos 4ºC/s a uma temperatura abaixo de 300ºC; e A lâmina passa por laminação a têmpera com uma re- dução de 0,5%.
[0045] Os inventores descobriram que, usando este método, uma lâmina de aço com a microestrutura necessária pode ser produzida.
[0046] De acordo com um terceiro aspecto da invenção, um méto- do para produzir lâminas de aço de alta resistência de acordo com o primeiro aspecto da invenção é fornecido, compreendendo as seguin- tes etapas: e O açocoma composição de acordo com o primeiro as- pecto da invenção é fundido e laminado a quente em uma lâmina com uma espessura de 2,0 - 4,0 mm e enrolado a uma temperatura de en- rolamento (TE) na faixa de 500ºC - 650ºC; e Alâmina é enrolada a frio com uma redução de 40% - 80%; e Alâmina é aquecida a uma temperatura T1 em uma fai- xa de Ac3a — 30ºC a Ac3 + 30ºC para formar uma microestrutura auste- nítica total ou parcial, preferencialmente com uma taxa média de aquecimento (TA - taxa de aquecimento) na faixa de 5 — 25ºC/s.
e Posteriormente, a lâmina é mantida em T1 por um perí- odo de tempo t1 de 10 - 90 segundos, seguido por resfriamento lento da lâmina com uma taxa de resfriamento CR1 na faixa de 2 - 12ºC/s a uma temperatura T2 na faixa de 570 - 730ºC, de preferência 600 - 730ºC; e Então, alâmina é rapidamente resfriada com uma taxa de resfriamento CR2 na faixa de 20 — 70ºC/s a uma temperatura T3 na faixa de 380 — 470ºC, preferencialmente 400 — 450ºC, seguido pela manutenção da lâmina em uma temperatura T4 que está entre T3 + 50ºC por um período de tempo t2 de 25 — 100 segundos, no qual T4 no final do período de tempo t2 está entre T3 + 30ºC; e Seguido por revestimento por imersão a quente da là- mina de aço em um banho de galvanização para fornecer à lâmina um revestimento de zinco ou um revestimento à base de zinco, seguido por resfriamento da lâmina de aço revestida a uma taxa de resfriamen- to CR3 de pelo menos 3ºC/s a uma temperatura abaixo de 300ºC; e Alâmina revestida passa por laminação a têmpera com uma redução de menos de 0,5%.
e Utilizando o método de acordo com o terceiro aspecto da invenção, é produzida uma chapa de aço galvanizado de alta resis- tência. O revestimento com base de zinco pode, por exemplo, conter 0,7 — 5% de Al e/ou 0,3 — 5% de Mn.
[0047] De acordo com um quarto aspecto da invenção, um método para produzir lâminas de aço de alta resistência de acordo com o pri- meiro aspecto da invenção é fornecido, compreendendo as seguintes etapas: e O açocoma composição de acordo com qualquer uma das reivindicações de 1 a 13, é fundido e laminado a quente em uma lâmina com uma espessura de 2,0 - 4,0 mm e enrolado a uma tempe- ratura de enrolamento (TE) na faixa de 500ºC - 650ºC; e Alâmina é enrolada a frio com uma redução de 40% - 80%; e Alâmina é aquecida a uma temperatura T1 em uma fai- xa de Aca — 50ºC a Ac3 + 40ºC para formar uma microestrutura auste- nítica total ou parcial, preferencialmente com uma taxa média de aquecimento (TA - taxa de aquecimento) na faixa de 1 — 25ºC/s; e Posteriormente, a lâmina é mantida em T1 por um perí- odo de tempo t1 de no máximo 90 segundos, seguido por resfriamento lento da lâmina com uma taxa de resfriamento CR1 na faixa de 0,5 - 12ºC/s a uma temperatura T2 na faixa de 570 - 730ºC, de preferência 600 - 730ºC; e Então, alâmina é rapidamente resfriada com uma taxa de resfriamento CR2 na faixa de 5 — 70ºC/s a uma temperatura T3 na faixa de 330 — 470ºC, preferencialmente 400 — 450ºC, seguido pela manutenção da lâmina em uma temperatura T4 que está entre T3 + 50ºC por um período de tempo t2 de 25 — 100 segundos, no qual T4 no final do período de tempo t2 está entre T3 + 30ºC; e —“Opcionalmente, seguido de revestimento por imersão a quente da lâmina de aço em um banho de galvanização para fornecer à lâmina um revestimento de zinco ou um revestimento à base de zin- co; e Seguido pelo resfriamento da lâmina de aço revestida a uma taxa de resfriamento de pelo menos 4ºC/s a uma temperatura abaixo de 300ºC.
e Alâmina revestida passa por laminação a têmpera com uma redução de menos de 0,5%.
[0048] Os inventores descobriram que, usando este método de acordo com o quarto aspecto da invenção, é possível produzir uma lâmina de aço com a microestrutura necessária, em que os requisitos para ajustes de temperatura, tempo e aquecimento e taxa de resfíria- mento são amplos.
[0049] A invenção será elucidada com referência aos exemplos abaixo.
[0050] Nove ligas foram fundidas usando as composições forneci- das na Tabela 1 abaixo, as quantidades dos elementos fornecidas em % em peso. Os elementos não mostrados na tabela estão presentes como impurezas.
Tabela 1: Composição do aço (em % em peso)
eos er TA RN asa | Poe es en fogo osso oo fon one rot Poe e Es fosse or ont fon or ras Do o es am Joss Tam Ton o Tons Tosse Poe es Es lose oz oz som Tons os Po es Em ass oz om sor one Tomas DOE e as fo Ta oa on on or) Pes e foste fosss fot sor fome rom E E E E E gg Do em em nm nm on roms Toon Pe sa one las oo oo sons anos Pe e es jo o on fone 00005 eo e e e o se Pe e ass om Tong ont osoas <o000s | PF ar os on Jong Toni Joceor <o0nos | Pe ar on os Toma Too Joana <oanos | Dor es es an fone Jon Joana <on0os | E er os og one Tomas oco focoor |
[0051] Na Tabela 1, na primeira coluna “I” indica uma liga em conformidade com a invenção, enquanto “C” indica uma liga de um exemplo comparativo. 3
[0052] As temperaturas de transição de fase das ligas são fornecidas na Tabela 2. As temperaturas acima das o quais a microestrutura é inteiramente composta de austenita (Ac3), temperaturas iniciais de bainita (Bs) e de martensi- ta (Ms) (em ºC) são apresentadas na Tabela 2.:
Tabela 2: temperaturas de transição de fase e me As E Tm Po Roe e e Po bo me je Po e e jr) PoE E e E Pot em de E Poe es js Poe e E E) Poe e e
[0053] As temperaturas Ac3 e Ms foram medidas usando dilatome- tria: a amostra foi aquecida com uma taxa média de aquecimento de 11ºC/s até 900ºC. Subsequentemente a amostra é mantida a 900ºC por 30 segundos. Em seguida, a amostra é extinta. A temperatura Bs foi calculada utilizando a ferramenta JmatPro v10.2.
[0054] O método para produzir a lâmina de aço de alta resistência de acordo com os exemplos é o seguinte.
[0055] O aço fundido é laminado a quente com uma espessura de 4,0 mm e enrolado a uma temperatura de enrolamento (TE). A lâmina é enrolada a frio com uma redução de 75%; Para a determinação das propriedades mecânicas, amostras de lâminas foram recozidas usan- do um simulador de recozimento contínuo de laboratório. Primeiro, a lâmina é aquecida com uma taxa de aquecimento média HR até uma temperatura T1 de modo que uma microestrutura parcial ou totalmente austenítica seja obtida. Subsequentemente a lâmina é mantida em T1 por um período de tempo t1. Em seguida, a lâmina é resfriada à tem- peratura T2 a uma taxa de resfriamento CR1, seguida por temperatura de resfriamento adicional T3 a uma taxa de resfriamento CR2. Em se-
guida, a lâmina é mantida a uma temperatura T4, neste caso igual a T3, durante um tempo excedente t2. Durante este período, a tempera- tura T4 pode variar devido ao calor latente de transformação que ocor- re e devido ao resfriamento natural. Em seguida, a lâmina é levada a 455 º C, que representa a temperatura do banho de Zn, que geralmen- te está na faixa de 450 - 470ºC, e mantida nessa temperatura por aproximadamente 17 segundos para simular a etapa de galvanização por imersão a quente. Então, a lâmina é resfriada a abaixo de 300ºC a uma taxa de pelo menos 4ºC/s. Depois disto, a lâmina é resfriada a temperatura ambiente no ar.
[0056] Apenas a Liga | no exemplo 16 é produzida em uma fábri- ca, onde as configurações de métodos diferem daquelas nos exemplos de laboratório, e a lâmina produzida foi diretamente revestida com uma galvanização convencional.
[0057] Os valores para a taxa de resfriamento (TR), taxa de aque- cimento média (TA) e respectivos tempos de temperatura e taxas de resfriamento usados para a produção de nove amostras são dados na Tabela 3.
Tabela 3: parâmetros de produção VC Liga [TE TA Média [PC/s] | T1 PC] CR1 PC/s] | TAC] | CR2 T3rCI | T4PC]
pm je da TPI SS mal SS SS ga SS Sm oe e es se e e a ls ER e es se ss Ta a ss oe ee es e e e a ls Ee ee es e e sm es Ee ee ess e e a es e e es se a se 1 ls e ee es a a e ms Aeee ms e e e a es) EE ee ms es e em es er ee es e je o e 1 ls rr ee ms e es e em es ee ee ess e e em es ee ee eis E me e dm ls Er ee ess e e ms es ser ee es E me e e ls rr E Eee E e a mm e
[0058] A microestrutura da amostra produzida é determinada como segue.
[0059] A fração de volume de ferrita, bainita e martensita foi avali- ada a partir de dados de dilatometria com a regra de Lever (a lei linear das misturas) aplicada aos dados usando as equações não lineares para a contração térmica de redes bcc e fcc derivadas no artigo por S. M. C. Van Bohemen em Scr. Mater. 69 (2013), p. 315-318 (Ref. [1]). Para o resfriamento após a austenitização completa, T1 > Ac3, a con- tração térmica medida na faixa de alta temperatura onde nenhuma transformação ocorre pode ser simplesmente descrita pela expressão proposta na Ref. [1] para a rede fcc. Para resfriamento após austeniti- zação parcial, T1 < Ac3, a contração térmica medida na faixa de alta temperatura é determinada pelos coeficientes de expansão térmica (CET) dos constituintes da fase individual de acordo com uma regra de misturas. Então, o início da transformação durante o resfriamento é identificado pelo primeiro desvio dos dados de dilatometria desta linha definida pela expansão térmica na faixa de alta temperatura. A auste- nita retida (RA) foi determinada por medições de difração de raios-X, e a fração RA foi usada como entrada na análise da regra de Lever dos dados de dilatação.
[0060] As frações de volume de territa, bainita, martensita e auste- nita retida (em% vol.), conforme determinado desta forma, são forneci- das na Tabela 4 para as dezesseis amostras Tabela 4: microestrutura vc Liga Bainita | Martensita | Austenita me Sm ns Se ao A a e a a
END da so je se vc Liga Bainita | Martensita | Austenita o ee o Ss Ro
NE RR E O A LS e ide e je e a E e e je je 1 Pp e e PE e EE e Pri ee e e PF e e E e Pee e RE Ps a o ra Es ssa dr o se es
[0061] As propriedades das amostras são determinadas a seguir.
[0062] As propriedades de resistência ao escoamento (Re), resis- tência à tração (R-) e alongamento total (Auiss) foram determinadas usando uma máquina de ensaio servo-hidráulica de acordo com a ISO
6892. Apenas para a Liga |, exemplo 16, não foi usado o alongamento total Auiss, mas o alongamento padrão A80.
[0063] O teste de expansão de furo para determinar o valor de HEC foi realizado usando o método de teste descrito na ISO 16630 em amostras com furos de punção, em que as amostras são posicionadas de modo que a rebarba nas bordas puncionadas esteja presente no lado superior longe da punção cônica.
[0064] As propriedades das dezesseis amostras, conforme deter- minadas desta forma, são fornecidas na Tabela 5.
Tabela 5: propriedades vc Liga |Ri[MPa] | R, [MPa] | Auss [%] HEC [%] | (Auss x HEC xR.)/R, Pre e e e a e Pe e es Tm 7 Pe e e mm ds 7 7 Ps e se es e as 7 e e e je je e e Pe pp e e as ses Pe e fe e e a e Pes e me re a 7 Pe e e e rs as se 16 652 963 17,3(A80) | 24 588 (basea- do no A80)
[0065] Os exemplos acima mostram que, com uma liga de acordo com a invenção e com as etapas de processamento de acordo com a invenção, são produzidas amostras que têm as propriedades mecâni- cas necessárias, resistência à tração e resistência ao escoamento, e a combinação aprimorada necessária de alto alongamento total e valor HEC.
[0066] As ligas e amostras da invenção também mostram que com uma quantidade combinada razoavelmente baixa de silício e cromo, que pode ser inferior a 1,3% em peso, pode ser obtida uma lâmina de aço de alta resistência com propriedades adequadamente altas. À quantidade combinada de silício e cromo pode ser ainda inferior a 0,85% em peso, conforme mostrado pelas ligas D a H na Tabela 1, liga essa que pode resultar em um tipo de aço de alta resistência com um alongamento total de 12% a 19% e um valor HEC de 19% a 36%.
[0067] A análise dos dados revela que a distinção dos exemplos inventivos pode ser capturada por um único requisito, a saber: (Auss x HEC x R-) / R, 2 550. Esta expressão é válida para a presente inven- ção com os intervalos de composição e restrições de processo defini- das acima. Ver exemplo 7: possui todas as propriedades dentro das reivindicações (Rp, R=, Auiss, HEC); mas a fórmula mostra a diferença.
[0068] A conformabilidade geral do aço pode ser avaliada por esta fórmula. Esta fórmula enfatiza a importância das propriedades otimiza- das necessárias para atingir o desempenho de estampagem desejado: alto alongamento e alto HEC para aço de alta resistência à tração com baixa resistência ao escoamento. Portanto, não se trata apenas da otimização do alto alongamento ou da alta capacidade de expansão do furo, mas de ambos juntos.

Claims (16)

UT REIVINDICAÇÕES
1. Lâmina de aço de alta resistência, caracterizada pelo fato de que consiste nos seguintes elementos, em % em peso: [( 0,12— 0,18 Mn 2,00 — 2,60 Si 0,30 — 0,77 Cr 0,10 — 0,70 Al < 0,39 Ss < 0,005 N <0,015 P < 0,03 e opcionalmente um ou mais elementos selecionados dentre: Nb < 0,06 Mo < 0,20 Ti < 0,04 V <0,20 B < 0,004 Ca < 0,004 o restante sendo ferro e impurezas inevitáveis, em que a lâmina de aço tem uma microestrutura que con- siste em, em % de vol.: Ferrita e bainita juntas 50 — 90 martensita < 15 austenita retida 5— 15 o restante sendo perlita, cementita, precipitados e inclusões juntos até 5, a soma totalizando até 100% de vol.
2. Lâmina de aço de alta resistência, de acordo com a rei- vindicação 1, caracterizada pelo fato de que a lâmina de aço tem uma microestrutura que consiste em, em % de vol., um ou mais dos seguin-
tes: ferrita 15-55 bainita 35-75 martensita < 10, preferencialmente 1-5 austenita retida 5— 10 o restante sendo perlita, cementita, precipitados e inclusões juntos até 5, a soma totalizando até 100% de vol.
3. Lâmina de aço de alta resistência de acordo com a rei- vindicação 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que a quantidade de C é 0,13 - 0,18, de preferência 0,14 - 0,17 (em % em peso), e/ou em que a quantidade de Mn é 2,00 - 2,50, preferencialmente 2,10 - 2,45, mais preferencialmente 2,15 - 2,40 (em % em peso).
4. Lâmina de aço de alta resistência de acordo com a rei- vindicação 1, 2 ou 3, caracterizada pelo fato de que a quantidade de Si + Cr < 1,30, preferencialmente Si + Cr < 1,20, mais preferencialmente Si + Cr € 1,10, ainda mais preferencialmente Si + Cr < 1,00, ainda mais preferencialmente Si + Cr < 0,90, mais preferencialmente Si + Cr < 0,84 (em % em peso).
5. Lâmina de aço de alta resistência de acordo com qual- quer uma das reivindicações precedentes, caracterizada pelo fato de que a quantidade de Si é 0,30 - 0,70, mais preferencialmente 0,35 - 0,65, ainda mais preferencialmente 0,40 - 0,60 (em % em peso), e/ou em que a quantidade de Cr é 0,15 - 0,65, mais preferencialmente 0,20 - 0,60, ainda mais preferencialmente 0,25 - 0,60 (em % em peso) e/ou em que a quantidade de Al é <0,10, mais preferencialmente <0,05 (em % em peso).
6. Lâmina de aço de alta resistência de acordo com qual- quer uma das reivindicações precedentes, caracterizada pelo fato de que a quantidade de Nb é < 0,04, preferencialmente < 0,03, mais pre-
ferencialmente < 0,02 (em % em peso), e/ou em que a quantidade de Ti é < 0,03, mais preferencialmente < 0,020, com maior preferência < 0,001 (em % em peso).
7. Lâmina de aço de alta resistência de acordo com qual- quer uma das reivindicações precedentes, caracterizada pelo fato de que a quantidade de B é < 0,002, preferencialmente < 0,001, mais pre- ferencialmente < 0,0006 (em % em peso), e/ou em que a quantidade de V é < 0,10, preferencialmente < 0,05, mais preferencialmente < 0,02 (em % em peso), e/ou em que a quantidade de Mo é < 0,10, pre- ferencialmente < 0,05, mais preferencialmente < 0,02 (em % em peso).
8. Lâmina de aço de alta resistência, de acordo com qual- quer uma das reivindicações precedentes, caracterizada pelo fato de que um ou mais dentre Nb, Mo, Ti, V e B estão presentes como uma impureza.
9. Lâmina de aço de alta resistência, de acordo com qual- quer uma das reivindicações precedentes, caracterizada pelo fato de que a lâmina de aço tem uma ou mais das seguintes propriedades: resistência à tração (R-) na faixa de 950 — 1200 MPa, prefe- rencialmente 980 — 1180 MPa resistência de rendimento (R,) < 620 MPa antes da lamina- ção de têmpera, preferencialmente < 600 MPa alongamento total (Auss) > 12% capacidade de expansão do furo (HEC) > 15%.
10. Lâmina de aço de alta resistência de acordo com a rei- vindicação 9, caracterizada pelo fato de que o alongamento total (Auiss) é > 13%, preferencialmente > 14%, mais preferencialmente > 15%.
11. Lâmina de aço de alta resistência de acordo com a rei- vindicação 9 ou 10, caracterizada pelo fato de que a capacidade de expansão do furo (HEC) é > 20%, preferencialmente > 25%, mais pre- ferencialmente > 30%.
12. Lâmina de aço de alta resistência, de acordo com qual- quer uma das reivindicações precedentes de 9 a 11, caracterizada pe- lo fato de que se aplica a seguinte condição: (Auiss x HEC x R-) / Rp > 550, preferencialmente (Auiss x HEC X R.) / Ro > 600, mais preferenci- almente (Auss x HEC X R-) / Ry 2 650, com maior preferência (Auiss x HEC X R-) / Rp > 700.
13. Lâmina de aço de alta resistência de acordo com qual- quer uma das reivindicações precedentes, caracterizada pelo fato de que é revestida com um revestimento baseado em zinco, a lâmina re- vestida possuindo uma resistência de rendimento Rep < 740 MPa após a laminação de têmpera, preferencialmente RP < 720 MPa após a la- minação de têmpera, mais preferencialmente Re < 700 MPa após a laminação de têmpera.
14. Método para produzir uma lâmina de aço de alta resis- tência, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 13, ca- racterizado pelo fato de que compreende as seguintes etapas: * O aço coma composição, como definido em qualquer uma das reivindicações de 1 a 13, é fundido e laminado a quente em uma lâmina com uma espessura de 2,0 - 4,0 mm e enrolado a uma temperatura de enrolamento (TE) na faixa de 500ºC - 650ºC; e Alâmina é enrolada a frio com uma redução de 40% - 80%; e Alâminaé aquecida a uma temperatura T1 em uma fai- xa de Ac3a — 30ºC a Ac3 + 30ºC para formar uma microestrutura auste- nítica total ou parcial, preferencialmente com uma taxa média de aquecimento (TA - taxa de aquecimento) na faixa de 5 — 25ºC/s; e Posteriormente, a lâmina é mantida em T1 por um perí- odo de tempo t1 de 10 - 90 segundos, seguido por resfriamento lento da lâmina com uma taxa de resfriamento CR1 na faixa de 2 - 12ºC/s a uma temperatura T2 na faixa de 570 - 730ºC, de preferência 600 -
730ºC; e Então, alâmina é rapidamente resfriada com uma taxa de resfriamento CR2 na faixa de 20 — 70ºC/s a uma temperatura T3 na faixa de 380 — 470ºC, preferencialmente 400 — 450ºC, seguido pela manutenção da lâmina em uma temperatura T4 que está entre T3 + 50ºC por um período de tempo t2 de 25 — 100 segundos, no qual T4 no final do período de tempo t2 está entre T3 + 30ºc, seguido pelo res- friamento da lâmina de aço a uma taxa de resfriamento CR3 de pelo menos 4ºC/s a uma temperatura abaixo de 300ºC; e Alâmina revestida passa por laminação a têmpera com uma redução de menos de 0,5%.
15. Método para produzir uma lâmina de aço de alta resis- tência, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 13, ca- racterizado pelo fato de que compreende as seguintes etapas: * O aço coma composição, como definido em qualquer uma das reivindicações de 1 a 13, é fundido e laminado a quente em uma lâmina com uma espessura de 2,0 - 4,0 mm e enrolado a uma temperatura de enrolamento (TE) na faixa de 500ºC - 650ºC; e Alâmina é enrolada a frio com uma redução de 40% - 80%; e Alâminaé aquecida a uma temperatura T1 em uma fai- xa de Ac3a — 30ºC a Ac3 + 30ºC para formar uma microestrutura auste- nítica total ou parcial, preferencialmente com uma taxa média de aquecimento (TA - taxa de aquecimento) na faixa de 5 — 25ºC/s; e Posteriormente, a lâmina é mantida em T1 por um perí- odo de tempo t1 de 10 - 90 segundos, seguido por resfriamento lento da lâmina com uma taxa de resfriamento CR1 na faixa de 2 - 12ºC/s a uma temperatura T2 na faixa de 570 - 730ºC, de preferência 600 - 730ºC; e Então, alâmina é rapidamente resfriada com uma taxa de resfriamento CR2 na faixa de 20 — 70ºC/s a uma temperatura T3 na faixa de 380 — 470ºC, preferencialmente 400 — 450ºC, seguido pela manutenção da lâmina em uma temperatura T4 que está entre T3 + 50ºC por um período de tempo t2 de 25 — 100 segundos, no qual T4 no final do período de tempo t2 está entre T3 + 30ºC; e Seguido por revestimento por imersão a quente da là- mina de aço em um banho de galvanização para fornecer à lâmina um revestimento de zinco ou um revestimento à base de zinco, seguido por resfriamento da lâmina de aço revestida a uma taxa de resfriamen- to de pelo menos 4ºC/s a uma temperatura abaixo de 300ºC; e Alâmina revestida passa por laminação a têmpera com uma redução de menos de 0,5%.
16. Método para produzir uma lâmina de aço de alta resis- tência, como definida em qualquer uma das reivindicações preceden- tes 1 a 13, caracterizado pelo fato de que compreende as seguintes etapas: * O aço coma composição, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 13, é fundido e laminado a quente em uma lâmina com uma espessura de 2,0 - 4,0 mm e enrolado a uma tempe- ratura de enrolamento (TE) na faixa de 500ºC - 650ºC; e Alâmina é enrolada a frio com uma redução de 40% - 80%; e Alâminaé aquecida a uma temperatura T1 em uma faix de Ac3 — 50ºC a Ac3 + 40ºC para formar uma microestrutura austeníti- ca total ou parcial, preferencialmente com uma taxa média de aqueci- mento (TA - taxa de aquecimento) na faixa de 1 — 25ºC/s; e Posteriormente, a lâmina é mantida em T1 por um perí- odo de tempo t1 de no máximo 90 segundos, seguido por resfriamento lento da lâmina com uma taxa de resfriamento CR1 na faixa de 0,5 - 12ºC/s a uma temperatura T2 na faixa de 570 - 730ºC, de preferência
600 - 730ºC; e Então, alâmina é rapidamente resfriada com uma taxa de resfriamento CR2 na faixa de 5 — 70ºC/s a uma temperatura T3 na faixa de 330 — 470ºC, preferencialmente 400 — 450ºC, seguido pela manutenção da lâmina em uma temperatura T4 que está entre T3 + 50ºC por um período de tempo t2 de 25 — 100 segundos, no qual T4 no final do período de tempo t2 está entre T3 + 30ºC; * —“Opcionalmente, seguido de revestimento por imersão a quente da lâmina de aço em um banho de galvanização para fornecer à lâmina um revestimento de zinco ou um revestimento à base de zin- co; e “Seguido pelo resfriamento da lâmina de aço revestida a uma taxa de resfriamento de pelo menos 4ºC/s a uma temperatura abaixo de 300ºC.
e Alâmina revestida passa por laminação a têmpera com uma redução de menos de 0,5%.
BR112021012526-4A 2019-02-18 2020-02-11 Aço de alta resistência com propriedades mecânicas melhoradas BR112021012526A2 (pt)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP19157858 2019-02-18
EP19157858.2 2019-02-18
PCT/EP2020/053448 WO2020169410A1 (en) 2019-02-18 2020-02-11 High strength steel with improved mechanical properties

Publications (1)

Publication Number Publication Date
BR112021012526A2 true BR112021012526A2 (pt) 2021-09-14

Family

ID=65493960

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
BR112021012526-4A BR112021012526A2 (pt) 2019-02-18 2020-02-11 Aço de alta resistência com propriedades mecânicas melhoradas

Country Status (10)

Country Link
US (1) US11732320B2 (pt)
EP (1) EP3927858B1 (pt)
JP (1) JP2022520485A (pt)
KR (1) KR20210127922A (pt)
CN (1) CN113316650B (pt)
BR (1) BR112021012526A2 (pt)
ES (1) ES2929345T3 (pt)
MX (1) MX2021009933A (pt)
PT (1) PT3927858T (pt)
WO (1) WO2020169410A1 (pt)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20200118445A (ko) * 2018-02-07 2020-10-15 타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔. 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법
SE544819C2 (en) * 2021-04-07 2022-12-06 Toyota Motor Europe Nv/Sa High strength cold rolled steel sheet for automotive use having excellent global formability and bending property
DE102021121997A1 (de) * 2021-08-25 2023-03-02 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
CN115505847B (zh) * 2022-09-26 2024-04-16 首钢集团有限公司 一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板及其制备方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4812371A (en) 1986-11-17 1989-03-14 Nippon Steel Corporation Zn-Al hot-dip galvanized steel sheet having improved resistance against secular peeling of coating
JP5240037B2 (ja) * 2009-04-20 2013-07-17 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2013007729A1 (en) 2011-07-10 2013-01-17 Tata Steel Ijmuiden Bv Hot-rolled high-strength steel strip with improved haz-softening resistance and method of producing said steel
JP6290168B2 (ja) 2012-03-30 2018-03-07 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
WO2013144376A1 (en) 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
EP2831299B2 (en) 2012-03-30 2020-04-29 Voestalpine Stahl GmbH High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
KR20150132208A (ko) * 2013-03-11 2015-11-25 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 고강도 용융 침지 아연도금 복합상 강 스트립
US10435763B2 (en) 2014-04-15 2019-10-08 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
JP6284813B2 (ja) * 2014-04-18 2018-02-28 株式会社神戸製鋼所 強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板
CN107002206B (zh) 2014-07-07 2019-03-15 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 具有高强度和高度可成形性的钢带材、具有热浸锌基涂层的钢带材
DE102014017273A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
BR112018011831B1 (pt) 2015-12-15 2022-11-29 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência e método de produção
SE539519C2 (en) 2015-12-21 2017-10-03 High strength galvannealed steel sheet and method of producing such steel sheet
WO2017109540A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
WO2017125773A1 (en) 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
CN106119698B (zh) 2016-06-21 2018-01-30 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢及其制造方法
JP7077309B2 (ja) 2016-09-22 2022-05-30 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 優れた伸びフランジ成形性及びエッジ疲労性能を有する熱間圧延高強度鋼の製造方法
SE1651545A1 (en) * 2016-11-25 2018-03-06 High strength cold rolled steel sheet for automotive use
CN107326276B (zh) * 2017-06-19 2019-06-07 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度500～600MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US11732320B2 (en) 2023-08-22
US20220074014A1 (en) 2022-03-10
CN113316650B (zh) 2023-07-14
PT3927858T (pt) 2022-10-27
EP3927858A1 (en) 2021-12-29
MX2021009933A (es) 2021-09-21
EP3927858B1 (en) 2022-09-14
ES2929345T3 (es) 2022-11-28
KR20210127922A (ko) 2021-10-25
WO2020169410A1 (en) 2020-08-27
CN113316650A (zh) 2021-08-27
JP2022520485A (ja) 2022-03-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
BR112021012526A2 (pt) Aço de alta resistência com propriedades mecânicas melhoradas
JP7019574B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼帯
US10227683B2 (en) High strength cold rolled steel sheet
CN110484820A (zh) 一种高强韧性热冲压用铝硅镀层钢板及其制备方法
RU2328545C2 (ru) Композиция стали для производства холоднокатаных изделий из многофазной стали
CA2814193C (en) High-strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawability and bake hardenability and method for manufacturing the same
JP7213978B2 (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
BR112015000178B1 (pt) Processo para produzir tira de aço laminado a quente e tira de aço laminado a quente
WO2015098531A1 (ja) 高強度ばね用圧延材及びこれを用いた高強度ばね用ワイヤ
US11584971B2 (en) High-strength, hot-rolled flat steel product with high edge cracking resistance and, at the same time, high bake-hardening potential, and method for producing such a flat steel product
JP4983082B2 (ja) 高強度鋼材及びその製造方法
US10060015B2 (en) Steel for high-strength bolts which has excellent delayed fracture resistance and bolt formability, and bolt
BR112020008666B1 (pt) Chapa de aço laminada e método de produção de uma chapa de aço laminada
JP2011144409A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP7326247B2 (ja) 熱間成形された部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品に熱間成形する方法
KR101543860B1 (ko) 내충격 특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20220013393A (ko) 열간-스탬프 부품을 생산하기 위한 강철 스트립, 시트 또는 블랭크, 열간-스탬프 부품, 및 블랭크를 부품으로 열간-스탬핑하는 방법
KR20140042110A (ko) 강 제품 및 그 제조 방법
KR20200129163A (ko) 저합금 3세대 첨단 고강도 강 및 제조방법
KR20230157997A (ko) 열간-성형 부품 또는 열처리 사전성형 부품을 제조하는 방법과 강철 스트립, 시트 또는 블랭크
JP2023547090A (ja) 熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JPS63149357A (ja) 靭性にすぐれた高張力チエ−ン用鋼

Legal Events

Date Code Title Description
B06W Patent application suspended after preliminary examination (for patents with searches from other patent authorities) chapter 6.23 patent gazette]