BR122018007147B1

BR122018007147B1 - Chapa de aço laminada a quente de alta resistência e método de produção da mesma

Info

Publication number: BR122018007147B1
Application number: BR122018007147-8A
Authority: BR
Inventors: Yuzo Takahashi; Junji Haji; Osamu Kawano
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Priority date: 2010-03-10
Filing date: 2011-03-09
Publication date: 2019-05-21
Also published as: BR112012022573A2; CN102791896A; KR20120118061A; MX341941B; JPWO2011111758A1; US20130000791A1; CA2792535A1; WO2011111758A1; EP2546377B9; PL2546377T3; ES2716991T3; MX2012010281A; EP2546377B1; ES2716991T9; CN102791896B; JP4842413B2; US9121079B2; EP2546377A1; CA2792535C; KR101420554B1

Abstract

a presente invenção refere-se a uma seção transversal com a direção da largura da chapa de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência ajustada como linha normal, em relação a uma inclusão tendo um diâmetro maior de 3,0 µm ou mais, uma razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor expressa (diâmetro maior da inclusão)/(diâmetro menor da inclusão) é 8,0 ou menos, e a soma total de um comprimento na direção de laminação por mm² da seção transversal de um grupo de inclusões predeterminado composto de inclusões plurais tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 µm ou mais e uma inclusão estendida predeterminada tendo um comprimento na direção de laminação de 30 µm ou mais é 0,25 mm ou menos. as inclusões plurais que compõem o grupo de inclusões predeterminado congregam tanto na direção de laminação quanto na direção perpendicular à direção de laminação 50 µm ou menos de separação entre si. a inclusão estendida predeterminada é espaçada em mais de 50 µm de todas as inclusões tendo cada uma um diâmetro principal de 3,0 µm ou mais pelo menos ou na direção de laminação ou na direção perpendicular à direção de laminação.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO LAMINADA A QUENTE DE ALTA RESISTÊNCIA E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA.

[001] Dividido do BR 11 2012 022573-1, de 09/03/2011.

Campo Técnico [002] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência que alcança a melhoria da capacidade de conformação e da propriedade de trinca e a um método de produção da mesma.

[003] Essa aplicação é baseada, e reivindica o benefício da prioridade sobre, a anterior Japanese Patent Application n° 2010053787 registrada em 10 de março de 2010, e a anterior Japanese Patent Application n° 2010-053774 registrada em 10 de março de 2010, cujos teores completos estão incorporados aqui como referência.

Antecentes da Técnica [004] Convencionalmente, com o objetivo de redução no peso de uma chapa de aço, foi promovida uma tentativa de aumentar a resistência de uma chapa de aço. Geralmente, o aumento da resistência de uma chapa de aço provoca deterioração da capacidade de conformação tal como capacidade de expansão do furo. Portanto, é importante como é obtida uma chapa de aço excelente em equilíbrio entre a resistência à tração e a capacidade de expansão do furo.

[005] Por exemplo, na Literatura de Patente 1, foi descrita uma técnica visando obter uma chapa de aço excelente no equilíbrio entre resistência à tração e capacidade de expansão de furo pela otimização de uma fração da microestrutura tal como ferrita e bainita no aço e precipitados em uma estrutura ferrita. Na Literatura de Patente 1, foi descrito que uma resistência à tração de 780 MPa ou mais e uma expansão de furo de 60% ou mais são obtidas.

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2/129 [006] Entretanto, em anos recentes, foi necessária uma chapa de aço mais excelente no equilíbrio entre resistência à tração e capacidade de expansão de furo. Por exemplo, uma chapa de aço usada para um membro interno de um automóvel ou similar precisou ter resistência à tração de 780 MPa ou mais e uma razão de expansão de furo de 70% ou mais.

[007] Além disso, a razão de expansão de furo é passível de variar relativamente. Portanto, para melhorar a capacidade de expansão de furo, é importante diminuir não apenas o Àave médio da expansão do furo, mas também o desvio padrão σ da razão de expansão de furo sendo um índice que indica as variações. Então, na chapa de aço usada para um membro interno ou similar descrito acima, o Àave médio da razão de expansão de furo precisou ser 80% ou mais, e o desvio padrão σ precisou ser 15% ou menos e foi também requisitado que fosse 10% ou menos.

[008] Entretanto, convencionalmente, tem sido difícil satisfazer essas exigências.

[009] Além disso, em um caso em que um automóvel passa sobre um meio-fio ou similar para assim aplicar uma grande carga de impacto à sua parte interna, a trinca dúctil é passível de ocorrer a partir de uma parte perfurada da parte interna. Particularmente, como a chapa de aço TAM maior resistência, sua sensibilidade ao entalhe é maior, e assim a trinca a partir de uma face perfurada preocupa mais fortemente. Assim, como a chapa de aço tem mais resistência, é importante evitar a trinca dúctil conforme descrito acima. Portanto, na chapa de aço usada como membro estrutural tal como parte interna conforme acima, é também importante melhorar a propriedade de trinca.

Lista de Citações

Literatura de Patente

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[0010] Literatura de Patente 1:	Japanese	Laid-open	Patent
Publication n°. 2004-339606
[0011] Literatura de Patente Publication n° 2010-90476	2:	Japanese	Laid-open	Patent
[0012] Literatura de Patente Publication n° 2007-277661	3:	Japanese	Laid-open	Patent

Sumário da Invenção

Problema Técnico [0013] A presente invenção tem por objetivo fornecer uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência que permita a capacidade de expansão de furo e a resistência à tração sejam melhoradas e um método de produção da mesma.

Solução Para o Problema [0014] A essência da presente invenção é como segue.

[0015] De acordo com um primeiro aspecto da presente invenção, a chapa de aço laminada a quente de alta resistência contém:

[0016]	em % em massa,
[0017]	C:	0,02% a 0,1%;
[0018]	Si:	0,001% a 3,0%;
[0019]	Mn:	0,5% a 3,0%;
[0020]	P:	0,1% ou menos;
[0021]	S:	0,01% ou menos;
[0022]	Al:	0,001% a 2,0%;
[0023]	N:	0,02% ou menos;
[0024]	Ti:	0,03% a 0,3%; e
[0025]	Nb:	0,001% a 0,06%,
[0026]	A chapa de aço também contendo pelo menos um

elemento selecionado do grupo consistindo em [0027] Cu: 0,001 a 1,0%;

[0028] Cr: 0,001 a 1,0%;

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4/129 [0029] Mo: 0,001 a 1,0%;

[0030]

Ni: 0,001 a 1,0%; e [0031] V: 0,01 a 0,2%, [0032] o saldo sendo composto de Fe e as inevitáveis impurezas, [0033] um parâmetro Q expresso pela Expressão Matemática 1 abaixo sendo 30,0 ou mais, [0034] uma microestrutura sendo feita de uma estrutura ferrita, uma estrutura bainita, uma estrutura mista com a estrutura ferrita e a estrutura bainita, [0035] um tamanho médio do grão incluído na microestrutura sendo 6 pm ou menos, [0036] uma razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211} em uma superfície laminada sendo 2,4 ou menos, e [0037] em uma seção transversal com a direção de largura da chapa ajustada como linha normal, [0038] em relação às inclusões tendo um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor expressa por (diâmetro maior da inclusão)/(diâmetro menor da inclusão) sendo 8,0 ou menos, [0039] a soma total do comprimento na direção da laminação por mm² da seção transversal de um grupo de inclusões predeterminado composto de uma pluralidade de inclusões tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais e uma inclusão estendida predeterminada tendo um comprimento na direção de laminação de 30 pm ou mais sendo 0,25 mm ou menos, [0040] a pluralidade de inclusões que compõem o grupo de inclusões predeterminadas que congregam tanto na direção de laminação quanto na direção perpendicular à direção de laminação separadas entre si de 50 pm ou menos, e [0041] a inclusão estendida predeterminada sendo espaçada em

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5/129 mais de 50 pm de todas as inclusões, tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais em pelo menos ou na direção de laminação ou na direção perpendicular à direção de laminação.

Expressão Matemática 1

¹ 32... Expressão Matemática 1 [0042] [Ti] indica o teor de Ti (% em massa) e [S] indica o teor de S (% em massa).

[0043] De acordo com um segundo aspecto da presente invenção, a chapa de aço de alta resistência contém:

[0044]	em % em massa,
[0045]	C:	0,02% a 0,1%;
[0046]	Si:	0,001% a 3,0%;
[0047]	Mn:	0,5% a 3,0%;
[0048]	P:	0,1% ou menos;
[0049]	S:	0,01% ou menos;
[0050]	Al:	0,001% a 2,0%
[0051]	N:	0,02% ou menos;
[0052]	Ti:	0,03% a 0,3%;
[0053]	Nb:	0,001% a 0,06%;
[0054]	terras	raras (REM): 0,0001% a 0,02%; e
[0055]	Ca:	0,0001% a 0,02%,
[0056]	a chapa de aço também contendo pelo i

menos um elemento selecionado do grupo consistindo em:

[0057]	Cu:	0,001 a 1,0%;
[0058]	Cr:	0,001 a 1,0%;
[0059]	Mo:	0,001 a 1,0%;
[0060]	Ni:	0,001 a 1,0%; e
[0061]	V:	0,01 a 0,2%, e

[0062] o saldo sendo composto de Fe e as inevitáveis impurezas,

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6/129 [0063] um parâmetro Q' expresso pela Expressão Matemática 1' abaixo sendo 30,0 ou mais, [0064] uma microestrutura sendo feita de uma estrutura ferrita, uma estrutura bainita, ou uma estrutura mista com a estrutura ferrita e a estrutura bainita, [0065] um tamanho médio de grão incluído na microestrutura sendo 6 pm ou menos, [0066] uma razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211} em uma superfície laminada sendo 2,4 ou menos, e [0067] em uma seção transversal com a direção da largura da chapa ajustada como linha normal, [0068] em relação às inclusões tendo um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor expressa por (diâmetro maior da inclusão)/(diâmetro menor da inclusão) sendo 8,0 ou menos, [0069] uma soma total de um comprimento na direção de laminação por mm² de seção transversal de um grupo de inclusões predeterminado composto de uma pluralidade de inclusões tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais e uma inclusão predeterminada estendida tendo um comprimento na direção de laminação de 30 pm ou mais sendo 0,25 mm ou menos, [0070] a pluralidade de inclusões que compõem o grupo de inclusões predeterminado que congregam tanto na direção de laminação quanto na direção perpendicular à direção de laminação, separadas entre si de 50 pm ou menos, e [0071] a inclusão estendida predeterminada sendo espaçada em mais de 50 pm de todas as inclusões tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais em pelo menos ou na direção de laminação ou na direção perpendicular à direção de laminação.

Expressão Matemática 2

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7/129 [Ί\]

Q = ⁴⁸/ [Çj [Re_M] ^+{^4o/u + ¹⁴⁰ A} x ¹⁵·⁰

3₂ 3₂ ... Expressão Matemática T [0072] [Ti] indica o teor de Ti (% em massa), [S] indica o teor de S (% em massa), [Ca] indica o teor de Ca (% em massa), e [REM] indica o teor de terras raras (REM) (% em massa).

[0073] De acordo com um terceiro aspecto da presente invenção, na chapa de aço laminada a quente conforme o seguindo aspecto, [0074] a Expressão Matemática 2 é satisfeita, e [0075] a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor é 3,0 ou menos, [0076] 0,3 < ([REM]/140)/([Ca]/40)...(Expressão Matemática 2).

[0077] De acordo com um quarto aspecto da presente invenção, a chapa de aço laminada a quente de alta resistência conforme qualquer um dos primeiro a terceiro aspectos, também contém, em % em massa, B: 0,0001% a 0,005%.

[0078] De acordo com um quinto aspecto da presente invenção, na chapa de aço laminada a quente de alta resistência conforme o quarto aspecto, [0079] uma densidade total no contorno de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B excede 4,5 /nm² e é /1,2 nm² ou menos, e [0080] um tamanho da cementita precipitada nos contornos de grão é 2 pm ou menos, [0081] De acordo com um sexto aspecto da presente invenção, um método de produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência inclui:

[0082] executar a laminação de desbaste após aquecer a placa de aço, a placa de aço contendo:

[0083] em % em massa,

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[0084]	C:	0,02% a 0,1%;
[0085]	Si:	0,001% a 3,0%;
[0086]	Mn:	0,5% a 3,0%;
[0087]	P:	0,1% ou menos;
[0088]	S:	0,01% ou menos;
[0089]	Al:	0,001% a 2,0%;
[0090]	N:	0,02% ou menos;
[0091]	Ti:	0,03% a 0,3%; e
[0092]	Nb:	0,001% a 0,06%,

[0093] A placa de aço também contém pelo menos um elemento selecionado do grupo consistindo em:

[0094]	Cu:	0,001 a 1,0%;
[0095]	Cr:	0,001 a 1,0%;
[0096]	Mo:	0,001 a 1,0%;
[0097]	Ni:	0,001 a 1,0%; e
[0098]	V:	0,01 a 0,2%,

[0099] o saldo sendo composto de Fe e as inevitáveis impurezas, [00100] o parâmetro Q expresso pela Expressão Matemática 1 sendo 30,0 ou mais, e [00101] a laminação de desbaste sendo executada sob uma condição na qual a razão de redução acumulada em uma zona de temperatura excedendo 1150°C se torna 70% ou menos e a razão de redução acumulada em uma zona de temperatura de 1150°C ou menos se torna não menos de 10% nem mais de 25%;

[00102] subsequentemente, executar a laminação de acabamento na placa de aço sob a condição na qual a temperatura de partida é 1050°C ou mais e a temperatura de término é não inferior a Ar3 + 130°C nem maior que Ar3 + 230°C;

[00103] subsequentemente, executar o resfriamento da placa de aço a uma taxa de resfriamento de 15°C/s ou mais, e

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9/129 [00104] subsequentemente, bobinar a placa de aço a 640°C ou menos.

[00105] De acordo com o sétimo aspecto da presente invenção, um método de produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência inclui:

[00106] executar a laminação bruta da placa de aço após aquecer a a chapa de aço contendo:

mesma,

[00107]	Em % em massa,
[00108]	C:	0,02% a 0,1%;
[00109]	Si:	0,001% a 3,0%;
[00110]	Mn:	0,5% a 3,0%;
[00111]	P:	0,1% ou menos;
[00112]	S:	0,01% ou menos;
[00113]	Al:	0,001% a 2,0%;
[00114]	N:	0,02% ou menos;
[00115]	Ti:	0,03% a 0,3%;
[00116]	Nb:	0,001% a 0,06%;
[00117]	terras	raras (REM): 0,0001% a 0,02%; e
[00118]	Ca:	0,0001% a 0,02%, e também
[00119]	a placa de aço também contendo pelo
selecionado do grupo consistindo em:
[00120]	Cu:	0,001 a 1,0%;
[00121]	Cr:	0,001 a 1,0%;
[00122]	Mo:	0,001 a 1,0%;
[00123]	Ni:	0,001 a 1,0%, e
[00124]	V:	0,01 a 0,2%; e

menos um elemento o saldo sendo composto de Fe e as inevitáveis impurezas, o parâmetro Q' expresso pela Expressão Matemática 1' [00125] [00126] sendo 30,0 ou mais, e [00127] a laminação bruta sendo executada sob uma condição na

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10/129 qual a razão de redução acumulada em uma zona de temperaturas que excede 1150°C se torna 70% ou menos e a razão de redução acumulada em uma zona de temperaturas de 1150°C ou menos se torna não menos que 10% nem mais que 25%;

[00128] subsequentemente, foi executada a laminação de acabamento na chapa de aço sob uma condição na qual a temperatura de início é 1050°C ou mais e a temperat ura de término é não menos que Ar3 + 130°C nem maior que Ar3 + 230°C ;

[00129] subsequentemente, resfriar a placa de aço a uma taxa de resfriamento de 15°C/s ou mais; e [00130] subsequentemente, bobinar a placa de aço a 640°C ou menos.

[00131] De acordo com um oitavo aspecto da presente invenção, no método de produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência conforme o sétimo aspecto, a placa de aço satisfaz a Expressão Matemática 2.

[00132] De acordo com um nono aspecto da presente invenção, no método de produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência conforme qualquer um entre os sexto a oitavo aspectos, a placa de aço também contém, em % em massa, B: 0,0001% a 0,005%.

Efeitos Vantajosos da Invenção [00133] De acordo com a presente invenção, a composição, a microestrutura, etc., são adequadas, de forma que é possível melhorar a capacidade de expansão de furo e a propriedade de trinca.

Breve Descrição dos Desenhos [00134] - A figura 1A é uma vista esquemática descrevendo o descascamento;

[00135] - A figura 1B é uma vista mostrando uma fotografia do descascamento;

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11/129 [00136] - A figura 1C é uma vista mostrando similarmente uma fotografia do descascamento;

[00137] - A figura 2A é uma vista descrevendo um método de um teste de dobramento entalhado de três pontos;

[00138] - A figura 2B é uma vista descrevendo um corpo de prova entalhado;

[00139] - A figura 2C é uma vista descrevendo um corpo de prova entalhado após ser forçosamente trincado.;

[00140] - A figura 3A é uma vista descrevendo uma curva de deslocamento de carga;

[00141] - A figura 3B é uma vista indicando o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc e o valor de resistência à propagação da trinca T. M.;

[00142] - A figura 4A é uma vista descrevendo um exemplo de um grupo de inclusões;

[00143] - A figura 4B é uma vista descrevendo um exemplo de uma inclusão estendida;

[00144] - A figura 4C é uma vista descrevendo outro exemplo de grupo de inclusões;

[00145] - A figura 4D é uma vista descrevendo ainda outro exemplo de grupo de inclusões;

[00146] - A figura 4E é uma vista descrevendo outro exemplo de inclusão estendida;

[00147] - A figura 5A é uma vista descrevendo a relação entre a soma total M do comprimento na direção de laminação de uma inclusão, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor de uma inclusão, e um λ médio (Àave) da razão de expansão de furo;

[00148] - A figura 5B é similarmente uma vista descrevendo a relação entre a soma total M do ws/DOCS/DLA P189339/RELATORIO/16325504v1

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12/129 [00149] comprimento na direção de laminação de uma inclusão, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor de uma inclusão, e o λ médio (Àave) da razão de expansão de furo;

[00150] - A figura 6A é uma vista descrevendo a relação entre a soma total M do comprimento na direção de laminação de uma inclusão, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor de uma inclusão, e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo;

[00151] - A figura 6B é similarmente uma vista descrevendo a relação entre a soma total M do comprimento na direção de laminação de uma inclusão, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor de uma inclusão, e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo;

[00152] - A figura 7 é uma vista descrevendo a relação entre a soma total M do comprimento na direção de laminação de uma inclusão e o valor de resistência à propagação da trinca T. M.;

[00153] - A figura 8 é uma vista descrevendo a relação entre o valor numérico de um parâmetro Q' e a soma total M do comprimento na direção de laminação de uma inclusão;

[00154] - A figura 9A é uma vista descrevendo um exemplo da relação da soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão em relação à razão de redução acumulada da laminação de desbaste em uma zona de temperatura excedendo 1150°C;

[00155] - A figura 9B é uma vista descrevendo um exemplo de relação da razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor de uma inclusão em relação à razão de redução acumulada de laminação bruta em uma zona de temperatura excedendo 1150°C;

[00156] - A figura 9C é uma vista mostrando um exemplo da relação e um tamanho médio de grão de uma microestrutura uma intensidade do plano {211} em relação à razão de redução acumulada em uma zona de temperaturas de 1150°C ou menos;

[00157] - A figura 9D é uma vista descrevendo um exemplo da

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13/129 relação da intensidade do plano {211} de um tamanho médio de grão de uma microestrutura em relação à razão de redução acumulada em uma zona de temperatura de 1150°C ou menos;

[00158] - A figura 10A é uma vista descrevendo outro exemplo da relação da soma total M do comprimento na direção de laminação de uma inclusão em relação à razão de redução acumulada da laminação de desbaste em uma zona de temperatura excedendo 1150°C;

[00159] - A figura 10B é uma vista descrevendo outro exemplo da relação da razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor de uma inclusão em relação à razão de redução acumulada da laminação de desbaste em uma zona de temperatura excedendo 1150°C;

[00160] - A figura 10C é uma vista descrevendo um outro exemplo da relação do tamanho médio de grão de uma microestrutura da intensidade do plano {211} em relação à razão de redução acumulada em uma zona de temperatura de 1150°C ou menos;

[00161] - A figura 10D é uma vista descrevendo outro exemplo da relação do tamanho médio de grão de uma microestrutura em relação a uma razão de redução acumulada em uma zona de temperaturas de 1150°C ou menos;

[00162] - A figura 11A é uma vista descrevendo um exemplo da existência ou ausência de descascamento em uma relação entre a densidade total nos contornos de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B e a temperatura de bobinamento;

[00163] - A figura 11B é uma vista descrevendo outro exemplo da existência ou ausência de descascamento em uma relação entre a densidade total nos contornos de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B e a temperatura de bobinamento;

[00164] - A figura 12A é uma vista descrevendo um exemplo da relação entre o tamanho da cementita do contorno de grão e a razão de expansão de furo;

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14/129 [00165] - A figura 12B é uma vista descrevendo outro exemplo da relação entre o tamanho da cementita no contorno de grão e a razão de expansão de furo;

[00166] - A figura 13A é uma vista descrevendo um exemplo da relação entre a temperatura de bobinamento e o tamanho da cementita no contorno de grão; e [00167] - A figura 13B é uma vista descrevendo outro exemplo da relação entre a temperatura de bobinamento e o tamanho da cementita no contorno de grão.

Descrição de Configurações [00168] Doravante, serão explicadas configurações da presente invenção.

[00169] Será explicada a primeira pesquisa fundamental que leva à finalização da presente invenção.

[00170] Os presentes inventores conduziram as investigações a seguir pára examinar as causas predominantes em relação à capacidade de expansão de furo e à propriedade de trinca de uma chapa de aço tendo uma estrutura ferrita e uma estrutura bainita como fase principal.

[00171] Os presentes inventores executaram a laminação a quente, resfriamento, bobinamento, e assim por diante sob as condições listadas na Tabela 5 e na Tabela 9 que serão descritas mais tarde, em amostras d aço com composições 1A1 a 1W3 e 2A1 a 2W3 conforme listadas na Tabela 4 e na Tabela 8 que serão descritas mais tarde para assim produzir chapas de aço laminadas a quente tendo cada uma a espessura de 2,9 mm.

[00172] Então, a resistência à tração, a capacidade de expansão do furo tal como o λ médio (Àave) e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, e a propriedade de trinca foram medidos nas chapas de aço laminadas a quente obtidas. Além disso, a

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15/129 microestrutura, a textura, e as inclusões foram examinadas nas chapas de aço laminadas a quente obtidas.

[00173] Além disso, um valor n (coeficiente de endurecimento do trabalho) e a resistência ao descascamento foram também examinados nas chapas de aço laminadas a quente obtidas. Aqui, será explicado o descascamento. Quando a perfuração da chapa de aço é executada, conforme descrito na figura 1A a figura 1C, uma face de borda perfurada 4 incluindo uma face cisalhada 2 e uma face trincada 3, e ocorreu uma cisalhamento 1. Além disso, na face cisalhada 2 e/ou na face trincada 3, uma falha ou trinca mínima 5 é formada algumas vezes. Tal falha ou trinca mínima 5 ocorre de modo a entrar no interior da chapa de aço a partir da face de borda em paralelo com a superfície da chapa de aço. Além disso, a pluralidade da falha ou trinca mínima 5 é algumas vezes formada na direção da espessura da chapa. Aqui, a falha e trinca mínima é geralmente chamada de descascamento. O descascamento tende a ocorrer independentemente de a capacidade de expansão de furo ser boa ou má, e quando o descascamento existe, há algumas vezes o caso em que a trinca se estende iniciando a partir do descascamento para provocar uma falha de fadiga.

[00174] Na avaliação da resistência à tração, a partir de uma porção de largura de ½ chapa de cada aço amostra, um corpo de prova n° 5 descrita na JIS Z 2201 foi feita de modo a tornar a direção longitudinal do corpo de prova paralela à direção de largura da chapa. Então, um teste de tração foi executado com base nos métodos descritos na JIS Z 2241 para medir a resistência à tração de cada um dos corpos de prova obtidos. Além disso, com base em cada um dos valores medidos pelo teste de tração, um estresse real e uma tensão real foram calculados e, com base no estresse real calculado e na tensão real calculada, o valor n (coeficiente de endurecimento do

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16/129 trabalho) foi obtido.

[00175] Na avaliação da capacidade de expansão de furo, um corpo de prova tendo um comprimento na direção de laminação de 150 mm e um comprimento da direção da largura da chapa de 150 mm foi feito com uma porção de largura de meia chapa de cada aço de amostra. Então, com base no método descrito na JFS T 1001-1996 da Japan Iron and Steel Federation Standard, um teste de expansão de furo foi executado para medir a razão de expansão de furo de cada um dos corpos de prova. Na avaliação da capacidade de expansão de furo, a pluralidade de corpos de prova, por exemplo, os 20 corpos de prova foram feitos da amostra de aço única, e foram calculadas as médias aritméticas das razões de expansão de furo dos respectivos corpos de prova para calcular ο λ médio (Àave) da razão de expansão de furo e calcular também o desvio padrão o da razão de expansão de furo. Quando N peças dos corpos de prova são feitas da amostra única de aço, o desvio padrão o é expresso pela Expressão Matemática 3 abaixo.

Expressão Matemática 3 ¹¹ \²σ’ = λϊ - ÀaVe ] í=i ... (Expressão Matemática 3) [00176] (λΐ indica a razão de expansão de furo da iésima peça da pluralidade de corpos de prova).

[00177] No teste de expansão de furo, foi usado um perfurador tendo um diâmetro de 10 mm. Além disso, a folga de perfuração obtida dividindo-se a folga entre o perfurador e o furo do molde pela espessura do corpo de prova foi ajustada para 12,5%, e um furo perfurado tendo um diâmetro inicial de furo (D0) de 10 mm foi fornecido no corpo de prova. Então, um furo cônico tendo um ângulo de vértice de 60Ό foi prensado no orifício perfura do a partir da mesma direção que a da perfuração, e foi medido um diâmetro interno do furo

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Df no momento em que a trinca formada em uma face de borda perfurada penetrada na direção da espessura da chapa. A razão de expansão do furo foi obtida pela Expressão Matemática 4 abaixo. Aqui, a penetração da trinca na direção da espessura da chapa foi confirmada visualmente.

λ (%) = [(Df - D0)/D0] x 100... Expressão Matemática 4 [00178] Na avaliação da resistência ao descascamento, com base no método acima descrito na JFS T 1001-1996 do Japan Iron and Steel Federation Standard, a perfuração foi executada em relação a um corpo de prova único para observar visualmente a face de borda perfurada do corpo de prova. A folga ao executar a perfuração foi ajustada para 25% em consideração da variação da condição de perfuração. Além disso, o diâmetro do furo perfurado foi ajustado para 10 mm. Quando a área onde ocorreu o descascamento na circunferência da face de borda variou em 20 graus ou mais quando visto do centro do círculo em termos de ângulo, a ocorrência foi registrada, e quando a área variou de mais de 0 grau a menos de 20 graus em termos de ângulo, a ocorrência leve foi registrada, e quando nenhum descascamento ocorreu, nenhum foi registrado. Aqui, a ocorrência praticamente se torna um problema, mas a ocorrência leve está praticamente dentro de uma faixa aceitável.

[00179] A propriedade de trinca foi avaliada pelo valor de resistência à ocorrência de trinca Jc (J/m2) e pelo valor de resistência à propagação da trinca T. M. (módulo de ruptura) (J/m3) obtido por um teste de dobramento de três pontos entalhados, e a temperatura de transição de aparecimento de trinca (°C) e a energi a absorvida Charpy (J) obtida por um teste de impacto Charpy. O valor de resistência à ocorrência de uma trinca em uma chapa de aço que forma um membro estrutural quando a carga de impacto é aplicada a ela (início da trinca), e o valor de resistência à propagação da trinca T. M. indicam

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18/129 resistência à trinca em grande escala de uma chapa de aço que forma um membro estrutural. É importante melhorar os valores acima de modo a não colocar em risco a segurança do membro estrutural quando uma carga de impacto for aplicada a ele. Entretanto, não foi proposta convencionalmente uma técnica visando uma melhoria no valor de resistência à ocorrência de trinca Jc e no valor de resistência à propagação de trinca T. M.

[00180] No teste de dobramento de três pontos entalhados, cinco ou mais corpos de prova entalhados 11 tendo, cada um, um entalhe 12 nele fornecido conforme descrito na figura 2A e na figura 2B foram feitos a partir da amostra de aço única de modo a tornar a direção longitudinal do corpo de prova paralela à direção de largura da chapa. Aqui, a profundidade do entalhe 12 foi ajustada para 2,6 mm e a largura do entalhe 12 foi ajustada para 0,1 mm. Além disso, a dimensão do corpo de prova entalhado 11 na direção de laminação foi ajustada para 5,2 mm e a espessura B foi ajustada para 2,6 mm. Então, conforme descrito na figura 2A, ambas as porções extremas do corpo de prova entalhado 11 na direção longitudinal foram colocadas sobre um ponto de apoio 13, e a porção mediana do corpo de prova entalhado 11 foi ligada a um ponto de carregamento 14, e sob a condição de que a quantidade de deslocamento do ponto de carregamento (pancada) foi mudada variadamente, o teste de dobramento de três pontos entalhados foi executado em relação ao corpo de prova entalhado 11. O diâmetro do ponto de apoio 13 foi ajustado para 5 mm e o espaçamento entre os pontos de apoio 13 foi ajustado para 20,8 mm. Posteriormente, um tratamento térmico no qual o corpo de prova entalhado foi mantido a 250°C por 30 minutos na atmosfera e então foi resfriado a ar foi executado em relação ao corpo de prova entalhado 11 tendo tido o teste de dobramento de três pontos entalhados realizado nele, e assim, em uma trinca 16 formada

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19/129 pelo teste de dobramento de três pontos entalhados, foi executada a coloração da oxidação. Subsequentemente, o corpo de prova entalhado 11 foi resfriado até a temperatura do nitrogênio líquido com nitrogênio líquido e então, a essa temperatura, o corpo de prova entalhado 11 foi forçadamente trincado de forma que a trinca pudesse se estender na direção da profundidade do entalhe a partir do entalhe 12 no corpo de prova entalhado 11. Conforme descrito na figura 2C, uma trinca 17 formada pelo teste de dobramento de três pontos entalhados foi tornada claramente visível pela coloração da oxidação e foi posicionada entre a superfície do entalhe 16 e a trinca 18 formada pela trinca forçada. Então a trinca 17 formada pelo teste de dobramento de três pontos entalhados foi observado após a trinca forçada, e com base na Expressão Matemática 5 abaixo, uma extensão de trinca Aa (m) foi obtida.

Aa = (L1 + L2 + L3)/3... Expressão Matemática 5 [00181] A figura 3A é uma curva de deslocamento de carga obtida por um teste de dobramento de três pontos entalhados executado sob uma condição de pancada predeterminada. A energia de trabalho A (J) correspondente à energia aplicada ao corpo de prova no teste foi obtida com base na curva de deslocamento de carga, e o parâmetro J (J/m²) foi obtido com base na Expressão Matemática 6 abaixo com a energia de trabalho A, a espessura B (m) do corpo de prova, e o ligamento b (m). O ligamento b aqui significa o comprimento na direção da profundidade do entalhe da porção diferente do entalhe na seção transversal que inclui o entalhe 12 no corpo de prova entalhado

11.

J = 2 x a energia de trabalho A/{a espessura B χ o ligamento b}... Expressão Matemática 6 [00182] Além disso, como descrito na figura 3B, a relação entre a extensão da trinca Aa (m) do corpo de prova entalhado 11 e o

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20/129 parâmetro J (J/m2) foi expressa em um gráfico. Então, o valor do eixo vertical (o valor do parâmetro J) de um ponto de interseção de uma linha La tendo uma inclinação de 3 χ (YP + TS)/2 e passando através da origem e uma linha de regressão primária Lb em relação à extensão da trinca Aa e o parâmetro J foi obtido, e o valor foi ajustado para ser o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc (J/m²) sendo um valor que indica a resistência à ocorrência de trinca da amostra do aço. Além disso, a inclinação da linha de regressão primária Lb foi também obtida e foi ajustada para ser o valor de resistência à propagação da trinca T. M. (J/m3) que indica a resistência à propagação da trinca da amostra do aço. O valor de resistência à ocorrência de trinca é um valor que corresponde à energia de trabalho por unidade de área necessária para fazer a trinca ocorrer, e indica a resistência à ocorrência de trinca de uma chapa de aço que forma um membro estrutural quando uma carga de impacto é aplicada a ela (início de ttrinca). O valor de resistência à propagação da trinca T. M. é um valor para ser o índice que indica o grau de energia de trabalho necessária para estender a trinca, e indica a resistência à trinca em grande escala de uma chapa de aço que forma um membro estrutural. [00183] No teste de impacto Charpy, um corpo de prova com entalhe em V descrito na JIS Z2242 foi feito de cada amostra de aço de modo a tornar a direção longitudinal do corpo de prova paralela à direção da largura da chapa. Então, o teste foi executado em relação ao corpo de prova com entalhe em V com base no método descrito na JIS Z2242. O corpo de prova foi ajustado para ser um corpo de prova reduzido tendo uma espessura de 2,5 mm. A temperatura de transição do aparecimento de trinca e a energia absorvida Charpy foram obtidas com base na JIS Z2242. Então a temperatura de transição de aparecimento de trinca na qual a porcentagem de trinca dúctil se torna 50% e a energia absorvida Charpy obtida à temperatura de teste

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21/129 ajustada para a temperatura ambiente (23°C ± 5°C) f oram usadas para a avaliação.

[00184] No exame das microestruturas e das inclusões, a posição a ¹/₄ da largura de cada uma das chapas foi observada. Na observação, uma amostra foi cortada de forma que a seção transversal com a direção da largura da chapa ajustada como linha normal, (que doravante será chamada de seção transversal L), deve ser exposta, e a seção transversal foi polida e posteriormente a seção transversal foi corrompida com um reagente nItal. Então, usando-se um microscópio ótico, a observação foi executada a uma ampliação de 200 a 500 vezes. Além, disso, no exame da microestrutura, por um método similar ao método acima, a corrosão foi executada com uma solução repelente de correção, e foi observada martensita em forma de ilha.

[00185] No exame da textura, a razão de intensidade aleatória de raio-x foi medida. A razão de intensidade aleatória de raio-x aqui significa o valor numérico obtido de maneira que a intensidade de difração de raio-x de uma amostra padrão não tendo integração em uma orientação particular e tendo distribuição de orientação aleatória e a intensidade de difração de raio-x da amostra de aço a ser medida, são medidas por medição da difração de raio-x, e a intensidade de difração de raio-x obtida da amostra de aço é dividida pela intensidade de difração de raio-x da amostra padrão. Significa que como a razão de intensidade aleatória de raio-x em uma orientação particular é maior, a quantidade da textura tendo um plano de cristal na orientação particular é grande na chapa de aço.

[00186] A medição da difração de raio-x foi executada usando-se um método difratômetro usando-se um tubo de raio-x adequado, ou similar. Ao fazer-se a amostra para a medição da difração de raio-x, foi cortado um corpo de prova de uma posição a ½ largura da chapa de aço no tamanho de 20 mm na direção da largura da chapa e 20 mm na

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22/129 direção de laminação, e por polimento mecânico, a amostra foi polida até uma posição a ¹Z> espessura da chapa na direção da espessura da chapa, e então a tensão foi removida por um polimento eletrolítico ou similar. Então, a medição de difração de raio-x da posição a espessura da amostra obtida foi executada.

[00187] Foi conhecido que o tamanho médio de grão da microestrutura tem um efeito na temperatura de transição do aparecimento de trinca. Assim, quando do exame da microestrutura, o tamanho médio de grão da microestrutura foi medido. Na medição do tamanho médio do grão, inicialmente em uma porção do meio da espessura da chapa da seção transversal L a ¼ da posição da largura da chapa de aço a ser medida, sendo 500 pm na direção da espessura da chapa de aço e 500 pm na direção de laminação, a distribuição de orientação do cristal da porção foi examinada com um passo de 2 pm por um método EBSD. A seguir, pontos tendo uma diferença de orientação de 15°ou mais foram conectados por um s egmento de reta, e o segmento de reta foi considerado como contorno do grão. Então o número médio de diâmetros equivalentes de círculo dos grãos circundados pelo contorno de grão foi obtido para ser definido como o tamanho médio do grão.

[00188] Além disso, no exame das inclusões, com base na idéia a seguir, foi medida a soma total M do comprimento da inclusão na direção de laminação (mm/mm²) a ser definida como será descrito mais tarde.

[00189] A inclusão forma vãos no aço durante a deformação da chapa de aço e faz a trinca dúctil provocar a deterioração da capacidade de expansão do furo. Além disso, como a forma da inclusão é uma forma estendida mais longa na direção da laminação, a concentração de estresse na vizinhança da inclusão é aumentada, e de acordo com o fenômeno, o efeito de que a inclusão deteriora a

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23/129 capacidade de expansão do furo é aumentado. Convencionalmente, foi descoberto que quanto maior é o comprimento na direção de laminação a inclusão única, mais a capacidade de expansão do furo é deteriorada.

[00190] Os presentes inventores descobriram que similarmente à inclusão estendida única, um grupo de inclusões feito de um grupo de inclusões composto de maneira que a inclusão estendida e a inclusão esférica sejam distribuídas na direção de laminação sendo a direção de propagação da trinca dentro de uma faixa de espaço predeterminada também afeta a deterioração da capacidade de expansão do furo. Isto é concebível porque o efeito sinérgico da tensão a ser introduzida na vizinhança de cada uma das inclusões que compõem o grupo de inclusões durante a deformação da chapa de aço, a maior concentração ocorre na vizinhança do grupo de inclusões. Foi descoberto que quantitativamente, o grupo de inclusões feito um grupo de inclusões alinhadas separadas de 50 pm ou menos das inclusões adjacentes diferentes em uma linha na direção de laminação afeta a capacidade de expansão do furo igualmente à inclusão única estendida até um comprimento aproximadamente igual ao comprimento na direção de laminação do grupo de inclusões. Aqui a linha na direção de laminação significa a linha virtual estendida na direção de laminação.

[00191] Assim, para avaliar a capacidade de expansão do furo, uma inclusão tendo a forma conforme explicado abaixo e posicionada conforme explicado abaixo foi ajustada como objeto a ser medido.

[00192] Inicialmente, a inclusão a ser medida foi limitada apenas àquelas tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais. Isto é concebível porque o efeito da inclusão que tem um diâmetro maior de menos de 3,0 pm na deterioração da capacidade de expansão do furo é pequeno. Além disso, o diâmetro maior aqui significa o diâmetro

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24/129 mais longo em uma forma de seção transversal da inclusão a ser observada, e é um diâmetro na direção de laminação em muitos casos.

[00193] Então, um grupo de inclusões alinhadas separadas de 50 pm ou menos da inclusão diferente adjacente na linha na direção de laminação foi considerada como grupo de inclusão única e o comprimento na direção de laminação L1 do grupo de inclusão foi medido, e o grupo de inclusão tendo o comprimento na direção de laminação 1 de 30 pm ou mais foi ajustado como objeto a ser avaliado. Isto é, no caso em que uma pluralidade de inclusões é alinhada na linha da direção de laminação, se existirem duas inclusões separadas entre si de 50 pm ou menos na direção de laminação, essas são ajustadas para estarem contidas no grupo de inclusão única e, além disso, se existir uma inclusão diferente separada de 50 pm ou menos de pelo menos uma dessas duas inclusões, esta inclusão é também ajustada para estar contida no grupo de inclusões. Então, na presente invenção, o grupo de inclusões é definido pela repetição da relação posicional entre tais inclusões entre si. O número de inclusões contidas no grupo de inclusões precisa apenas ser dois ou mais. Por exemplo, como descrito na figura 4A, é ajustado que cinco inclusões 21a a 21e tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais são alinhadas na linha da direção de laminação. Além disso, é ajustado que um espaçamento X entre a inclusão 21b e a inclusão 21c é 50 pm ou menos, e o espaçamento X entre a inclusão 21d e a inclusão 21e excede 50 pm. Nesse caso, um grupo de inclusões 21b a 21d é considerado como um grupo de inclusões, e se o comprimento a direção de laminação L1 do grupo de inclusões for 30 pm ou mais, o grupo de inclusões é ajustado como objeto a ser avaliado.

[00194] Além disso, embora tenha existido uma inclusão espaçada de mais de 50 pm da inclusão diferente adjacente na linha de direção

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25/129 de laminação, o comprimento da linha de direção de laminação L2 da inclusão foi medido e a inclusão tendo o comprimento da linha de laminação L2 de 30 pm ou mais foi ajustado como objeto a ser avaliado. Por exemplo, conforme descrito na figura 4B, é ajustado que três inclusões 21f a 21h tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais são alinhados na linha na direção de laminação. Além disso, é ajustado que o espaçamento X entre a inclusão 21f e a inclusão 21g exceda 50 pm, e o espaçamento X entre a inclusão 21g e a inclusão 21h exceda 50 pm. Além disso, é ajustado que o comprimento na direção de laminação L2 de cada uma das inclusões 21f e 21h seja menor que 30 pm, e o comprimento na direção de laminação L2 da inclusão 21g seja 30 pm ou mais. Nesse caso, a inclusão 21g é ajustada para um objeto a ser avaliado. Deve ser notado que, no caso em que existe uma outra inclusão separada de 50 pm ou menos na direção perpendicular à direção de laminação como será descrito mais tarde, é ajustado que, com outra inclusão, o grupo de inclusões está composto.

[00195] Incidentalmente, a razão porque o objeto a ser medido foi limitado ao grupo de inclusões tendo o comprimento na direção de laminação L1 de 30 pm ou mais é concebível porque o efeito do grupo de inclusão tendo o comprimento na direção de laminação L1 de menos de 30 pm e da inclusão tendo o comprimento na direção de laminação L2 de menos de 30 pm na deterioração da capacidade de expansão do furo é pequena.

[00196] Como fica claro da explicação descrita acima, embora a inclusão tendo o comprimento na direção de laminação de 30 pm ou mais exista, se existe inclusão separada de 50 pm ou menos da inclusão adjacente diferente na linha da direção de laminação, a inclusão é parte de um grupo de inclusões. Por exemplo, conforme descrito na figura 4C, é ajustado que quatro inclusões 21i a 21l tendo

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26/129 cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais são alinhadas na linha da direção de laminação. Além disso, á ajustado que o espaçamento X entre a inclusão 21i e a inclusão 21j excede 50 pm, o espaçamento X entre a inclusão 21j e a inclusão 21 k é 50 pm ou menos, e o espaçamento X entre a inclusão 21k e a inclusão 21l excede 50 pm. Além disso, é ajustado que o comprimento na direção de laminação L2 de cada uma das inclusões 21i, 21k e 21l seja menor que 30 pm, e o comprimento na direção de laminação L2 da inclusão 21j seja 30 pm ou mais. Nesse caso, o grupo de inclusões 21j e 21k é considerado como um grupo de inclusões, e esse grupo de inclusões é ajustado para um objeto a ser avaliado. Doravante, a inclusão que não está contida em qualquer um dos grupos de inclusões e tenha comprimento na direção de laminação L2 de 30 pm ou mais é algumas vezes chamado de inclusão estendida.

[00197] Além disso, mesmo se entre as duas inclusões que não existem em uma linha na direção de laminação estritamente e cada uma tem um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais, o espaçamento na direção perpendicular à direção de laminação é 50 pm ou menos, a grande concentração de estresse algumas vezes ocorre na vizinhança dessas inclusões. Assim, embora exista um grupo de uma pluralidade de inclusões que não são alinhadas na linha na direção de laminação, se o espaçamento na direção de laminação entre as inclusões e o espaçamento na direção perpendicular à direção de laminação entre as inclusões são cada uma 50 pm ou menos, as inclusões são consideradas como compondo um grupo de inclusões.

[00198] Por exemplo, conforme descrito na figura 4D, é ajustado que seis inclusões 21m a 21r tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais são dispersos na chapa de aço. Além disso, é ajustado que o espaçamento X na direção de laminação entre a inclusão 21o e a inclusão 21p é cada um 50 pm ou menos, e o espaçamento X na

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27/129 direção de laminação entre a inclusão 21p e a inclusão 21q e o espaçamento Y na direção perpendicular à direção de laminação entre a inclusão 21p e a inclusão 21q são cada um 50 pm ou menos. Além disso, é ajustado que o espaçamento Y na direção perpendicular à direção de laminação entre a inclusão 21m e a inclusão 21o excede 50 pm, o espaçamento Y na direção perpendicular à direção de laminação entre a inclusão 21n e a inclusão 21p excede 50 pm, e o espaçamento X na direção de laminação entre a inclusão 21q e a inclusão 21r excede 50 pm. Nesse caso, um grupo das inclusões 21o a 21q é considerado como uma grupo de inclusões, e se o comprimento na direção de laminação L1 desse grupo de inclusões for 30 pm ou mais, esse grupo de inclusões é ajustado como um objeto a ser avaliado.

[00199] Além disso, por exemplo, conforme descrito na figura 4E, é ajustado que quatro inclusões 21s a 21v tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais são dispersas na chapa de aço. Além disso, é ajustado que o espaçamento X na direção de laminação entre a inclusão 21s e a inclusão 21u e o espaçamento Y na direção perpendicular à direção de laminação entre a inclusão 21s e a inclusão 21u cada uma excedeu 50 pm, o espaçamento Y na direção perpendicular à direção de laminação entre a inclusão 21t e a inclusão 21u excedeu 50 pm, e o espaçamento X na direção de laminação entre a inclusão 21v e a inclusão 21u excedeu 50 pm. Além disso, é ajustado que o comprimento na direção de laminação L2 da inclusão 21u é 30 pm ou mais. Nesse caso, a inclusão 21u é considerada como uma inclusão estendida para ser ajustada a um objeto a ser avaliado. Entretanto, se o espaçamento X na direção de laminação entre a inclusão 21t e a inclusão 21u e o espaçamento Y na direção perpendicular à direção de laminação entre a inclusão 21t e a inclusão 21u são cada um 50 pm ou menos, mesmo em um caso em que eles

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28/129 não são alinhados na linha da direção de laminação, um grupo das inclusões 21t e das inclusões 21u é considerado como um grupo de inclusões.

[00200] Na avaliação da capacidade de expansão do furo, inicialmente o comprimento na direção da laminação L1 de todos os grupos de inclusão observados em um único campo visual, e o comprimento na direção de laminação L2 de todas as inclusões estendidas observadas no mesmo campo visual foram medidos e a soma total L (mm) dos comprimentos nas direções de laminação L1 e L2 foi obtida. A seguir, o valor numérico M (mm/mm²) foi obtido com a soma total L obtida com base na Expressão Matemática 7 abaixo, e o valor numeric M obtido foi definido como a soma total M do comprimento na direção de laminação do grupo de inclusões e da inclusão estendida por unidade de área (1 mm2) (doravante, a soma total M do comprimento na direção de laminação do grupo de inclusões e da inclusão estendida é algumas vezes chamada de soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão). Então, foi examinada a relação entre essa soma total M e a capacidade de expansão de furo. Note que S na Expressão Matemática 7 é uma área do campo visual observado (mm2)

M = L/S... Expressão Matemática 7 [00201] Aqui a razão porque da soma total L do comprimento da direção de laminação do grupo de inclusões e da inclusão estendida, não o comprimento médio da direção de laminação mas a soma total M por unidade de área foi obtida é pela razão a seguir.

[00202] É concebível que durante a deformação de uma chapa de aço, quando o número de grupos de inclusões e de inclusões estendidas (grupos de inclusões e etc.) é pequeno, a trinca se propaga de maneira que os vãos gerados em torno desses grupos de inclusão e assim por diante são conectados continuamente para formar um vão

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29/129 longo continuo, e assim é promovida a trinca dúctil. Tal efeito do número de grupos de inclusões, etc., não pode ser indicado pela média do comprimento da direção de laminação do grupo de inclusões, etc., mas pode ser indicado pela soma total M por unidade de área. De tal ponto de vista, a soma total M por unidade de área do comprimento na direção de laminação do grupo de inclusão, etc., foi obtido.

[00203] Então, os detalhes serão descritos mais tarde, mas de acordo com o teste conduzido pelos presentes inventores, em relação ao grupo de inclusões e à inclusão estendida tendo cada uma o comprimento na direção de laminação de 30 pm ou mais, existiu uma clara correlação entre a soma total M do comprimento da inclusão na direção de laminação e o λ médio (Àave) da razão de expansão do furo. Por outro lado, em relação ao grupo de inclusão e à inclusão estendida tendo cada uma o comprimento na direção de laminação de 30 pm ou mais, uma correlação significativa não foi vista entre a média do comprimento na direção de laminação do grupo de inclusões, etc., e o λ médio ^ave) da razão de expansão do furo. Isto é, verificou-se que é difícil indicar o grau da capacidade de expansão do furo pela média do comprimento na direção de laminação do grupo de inclusões, etc.

[00204] Além disso, durante a deformação de uma chapa de aço, em uma porção do estresse sendo concentrada pela deformação, a trinca ocorre e a propagação da trinca ocorre a partir do grupo de inclusões e da inclusão estendida. Em um caso em que a soma total M do comprimento da direção de laminação é grande, em particular, a tendência acima se torna forte, e assim o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc e o valor de resistência à propagação de trinca T. M. são diminuídos. Além disso, a energia absorvida Charpy sendo a energia necessária para a trinca do corpo de prova em uma zona de

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30/129 temperatura onde a trinca dúctil ocorre em um índice afetado tanto pela resistência à ocorrência de trincas Jc quanto pela resistência à propagação de trincas T.M. Portanto, em um caso em que a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é grande, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc e o valor de resistência à propagação de trinca T. M. são diminuídos, e a energia absorvida Charpy é também diminuída.

[00205] A partir de tal ponto de vista, na investigação fundamental, a capacidade de expansão de furo e a propriedade de trinca foram avaliadas usando-se a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão, o λ médio Àave da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, o valor de resistência à propagação de trinca T. M., a energia absorvida Charpy, etc.

[00206] Além disso, no exame de uma inclusão, quanto a cada uma das inclusões em um campo visual, a razão diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão expressa por diâmetro maior da inclusão/diâmetro menor da inclusão foi medida e foi identificado o valor máximo de diâmetro maior/diâmetro menor das inclusões. Isto é porque mesmo em um caso em que a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão sendo igual, quando a forma de cada uma das inclusões é circular e a razão diâmetro maior/diâmetro menor é pequena, a concentração de estresse na vizinhança da inclusão é diminuída durante a deformação da chapa de aço, e o λ médio ^ave) da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia de absorção Charpy são tornadas melhores. Além disso, pela experiência, foi descoberto que existe uma correlação entre a razão máxima diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, e assim também do ponto de vista de avaliação do desvio padrão σ da razão de expansão de furo, é medido o valor máximo da razão diâmetro maior/diâmetro

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31/129 menor da inclusão.

[00207] A chapa de aço obtida sob as condições de laminação a quente conforme descrito acima foi aquela cuja resistência à tração é distribuída na faixa de 780 a 330 MPa e a microestrutura é a estrutura ferrita ou a estrutura bainita como fase principal.

[00208] A figura 5A e a figura 5B são vistas que descrevem, cada uma, a relação entre a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão, a razão máxima do diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão, e o λ médio Àave da razão de expansão de furo. A figura 6A e a figura 6B são vistas que descrevem, cada uma, a relação entre a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão, a razão máxima do diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão, e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo. A figura 7 é uma vista descrevendo a relação entre a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão e o valor da resistência à propagação da trinca T. M. A figura 5A e a figura 6A descrevem, cada uma, a relação do caso de se usar as composições de aço 1A1 a 1W3 listadas na Tabela 4, e a figura 5B e a figura 6B descrevem, cada uma, a relação no caso de se usar as composições 2A1 a 2W3 listadas na Tabela 8. A figura 7 descreve a relação no caso de se usar um aço contendo, em % em massa, C: 0,03% a 0,04%, Si: 0.01% a 1,05%, Mn: 0,7% a 1,9%, P: 0,0008% a 0,01%, S: 0,001% a 0,005%, Al: 0,02% a 0,04%, Ti: 0,12% a 0,18%, terras raras (REM): 0% a 0,004%, Ca: 0% a 0,004%, Nb: 0% a 0,04%, e V: 0% a 0,02%, e o saldo sendo composto de Fe e as inevitáveis impurezas.

[00209] É descoberto que, conforme descrito na figura 5A e na figura 5B, o λ médio ^ave) da razão de expansão de furo da chapa de aço da chapa de aço é melhor à medida que a soma total M do comprimento na direção de laminação das inclusões é menor e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor é menor. Além disso,

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32/129 é descoberto que como descrito na figura 6A e na figura 6B, o desvio padrão σ da razão de expansão de furo é melhor à medida que a razão máxima do diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão é menor. Incidentalmente, os resultados experimentais descritos nas figuras 5A, figura 5B, figura 6A, e figura 6B satisfazem as condições da chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção em termos de razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211} (que doravante é chamada também de intensidade do plano {211}), etc. exceto a condição em relação à soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão e a condição em relação à razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor.

[00210] É descoberto das figuras 5A, figura 5B, figura 6A, e figura 6B que quando a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é 0,25 mm/mm2 ou menos e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor é 8,0 ou menos, o λ médio (Àave) da razão de expansão de furo pode ser 80% ou mais e o desvio padrão σ pode ser 15% ou menos. Além disso, é também descoberto que, quando a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor é 3,0 ou menos, o λ médio ^ave) da razão de expansão de furo pode ser 85% ou mais e o desvio padrão σ pode ser 10% ou menos. Assim, na presente invenção, quanto às inclusões tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais, a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é ajustada para 0,25 mm/mm² ou menos e a razão máxima do diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão é ajustada para 8,0 ou menos. Além disso, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão é preferivelmente ajustada para 3,0 ou menos.

[00211] Além disso, é importante melhorar o valor de resistência à propagação da trinca T. M. para evitar a trinca de uma chapa de aço que compõe um membro estrutural. O valor de resistência à

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33/129 propagação da trinca T. M., conforme descrito na figura 7, varia na soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão, e aconteceu que à medida que a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é aumentada, o valor de resistência à propagação da trinca T. M. é diminuído.

[00212] Além disso, os presentes inventores descobriram que o grupo de inclusões e a inclusão estendida são MnS estendido pela laminação e um resíduo de material de dessulfuração aplicado para dessulfuração da etapa de produção de aço. Conforme descrito acima, o grupo de inclusões e a inclusão estendida aumentam a soma total M do comprimento na direção de laminação e a razão diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão para provocar a deterioração da capacidade de expansão do furo, do valor da resistência à propagação da trinca T. M., etc. Os presentes inventores descobriram que em um caso de terras raras (REM) e Ca serem adicionados, as formas de precipitados tais como Cãs que precipitam de maneira a não usar óxido ou sulfeto de terras raras (REM) como núcleo e aluminato de cálcio sendo uma mistura de CaO e alumina são também levemente estendidos na direção de laminação. Os presentes inventores descobriram que essas inclusões também aumentam a soma total M do comprimento na direção de laminação e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão para provocar a deterioração da capacidade de expansão de furo, etc.

[00213] Então, como resultado da investigação de um método de produção para suprimir essas inclusões para alcançar a melhoria da capacidade de expansão de furo, o valor da resistência à propagação de furo T. M., etc., viu-se que as condições a seguir são importantes.

[00214] Inicialmente, para suprimir MnS, é importante diminuir o teor de S que se liga ao Mn. Portanto, na presente invenção, o teor de S é ajustado para 0,01% ou menos. Portanto, na presente invenção, o

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34/129 teor de S é ajustado para 0,01% ou menos. Além disso, no aço com Ti adicionado, é formado TiS a uma temperatura maior que a zona de temperatura onde o MnS é formado, de forma que seja possível diminuir o teor de S que se liga ao Mn. Mesmo no aço tendo terras raras (REM) e Ca adicionados a ele. Similarmente é possível diminuir o teor de S que se liga pela precipitação de sulfetos de terras raras (REM) e Ca. Assim, para suprimir MnS, é importante conter Ti, terras raras (REM) e Ca em uma proporção maior que o teor total de S estequiometricamente.

[00215] Como resultado do exame da relação entre o valor numérico do parâmetro Q' expresso pela Expressão Matemática 1' e a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão com base em tal idéia, viu-se que conforme descrito na figura 8, quando o valor numérico do parâmetro Q' é 30,0 ou mais, a soma total M de 0,25 mm/mm² ou menos, que é necessária na presente invenção, pode ser obtida. A figura 8 descreve a relação no caso de se usar um aço similar àquele da figura 7. Além disso, também foi visto que, quando o valor numérico do parâmetro Q' é 30,0 ou mais, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão de 8,0 ou menos, que é necessária na presente invenção, pode ser obtida, embora não ilustrada. Então, na presente invenção, o valor do parâmetro Q' é ajustado para 30,0 ou mais. Incidentalmente, no caso em que terras raras (REM) e Ca não estão contidos no aço, o parâmetro Q expresso pela Expressão Matemática 1 pode ser usado em lugar do parâmetro Q'. Aqui é também concebível simplesmente diminuir o teor de S para suprimir o teor de MnS, mas nesse caso, a carga de produção em um processo de dessulfuração é aumentada e adicionalmente o material de dessulfuração usado no processo de dessulfuração pode permanecer, e consequentemente o teor das inclusões estendidas é aumentado. Portanto é particularmente eficaz

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35/129 ajustar o valor numérico do parâmetro Q' para 30,0 de forma que o teor de MnS possa ser suprimido não pela diminuição do teor de S, mas pelo aumento dos teores de Ca e de terras raras (REM).

Expressão Matemática 4

48^32 (Expressão Matemática 1) [Ti] f[Ca] [REM] λ

Q’=# + )# + ür ^xl5’°

V 32 32 J (Expressão Matemática 1') [00216] Além disso, os presentes inventores examinaram a relação entre o valor numérico de ([REM]/140)/([Ca]/40) e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão em termos de diminuir os precipitados tais como CaS que precipita de maneira a não usar óxido ou sulfeto de terras raras (REM) como núcleo. Como resultado, viu-se que quando o valor numérico de ([REM]/140)/([Ca]/40) é 0,3 ou mais, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor de 3,0 ou menos, que é a condição preferível da presente invenção, pode ser observada, embora não ilustrada. Assim, como a condição de ajuste da razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão para 3,0 ou menos, a Expressão Matemática 8 abaixo é preferivelmente satisfeita.

0,3 < ([REM]/140)/([Ca]/40)...(Expressão Matemática 8) [00217] A razão porque, quando o valor numérico de ([REM]/140)/([Ca]/40) é 0,3 ou mais, 3,0 ou menos da razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor pode ser obtida é concebível pela razão a seguir. Em um caso em que é adicionada uma quantidade muito maior de terras raras (REM) do que de Ca, CaS etc. cristaliza ou precipita de maneira a usar óxido ou sulfeto esféricos de terras raras

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36/129 (REM) como núcleo, e geralmente os precipitados esféricos precipitam. Por outro lado, quando a proporção de terras raras (REM) para Ca é diminuída, óxido ou sulfeto de terras raras (REM) para ser um núcleo é diminuído, e assim muitos precipitados com forma estendida tais como CaS precipitam de maneira a não usar óxido ou sulfeto de terras raras (REM) como núcleo. Então, como resultado, é concebível que a razão de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão seja afetado.

[00218] Além disso, na presente invenção, para diminuir o aluminato de cálcio, o teor de Ca é ajustado para 0,02% ou menos.

[00219] A figura 9A descreve a relação da soma total M do comprimento na direção da laminação da inclusão em relação a uma razão de redução acumulada da laminação de desbaste em uma zona de temperatura que excede 1150°C em uma amostra de aço feita de um aço com a composição a listada na Tabela 1 abaixo, e a figura 9B descreve a relação da razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor em relação à razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperaturas que excedam 1150°C na amostra de aço feita do aço da composição a listado na Tabela 1 abaixo. A figura 9C descreve a relação da intensidade do plano {211} em relação à razão de redução acumulada em uma zona de temperaturas de 1150°C ou menos, e a figura 9D descreve a relação d a do tamanho médio do grão da microestrutura em relação à razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperatura de 1150°C ou menos. Além disso, a figura 10A descreve a relação da soma total M do comprimento na direção de laminação em relação à razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperaturas excedendo 1150°C em uma amostra de aço feita do aço da composição b listada na Tabela 2 abaixo, e a figura10B descreve a relação da razão de diâmetro maior/diâmetro menor em relação à

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37/129 razão redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperatura que excede 1150Ό na amostra de aço feita do aço da composição b listada na Tabela 2 abaixo. A figura 10C descreve a relação da intensidade do plano {211} em relação à razão de redução acumulada na zona de temperatura de 1150Ό ou menos, e a figura 10D descreve a relação do tamanho médio de grão da microestrutura em relação à razão de redução acumulada na zona de temperatura de 1150Ό ou menos. A razão de redução acumulada da laminação de desbaste aqui significa a razão da qual a placa de aço é reduzida em cada zona de temperaturas com base na espessura da placa antes da laminação de desbaste. A razão de redução acumulada R1 (%) da laminação de desbaste na zona de temperaturas que excede 1150Ό é definida pela Expressão Matemática 9 abaixo. Além disso, a razão de redução acumulada R2 (%) da laminação de desbaste na zona de temperaturas de 1150Ό ou menos é definida pela Expressão Matemática 10 abaixo. Além disso, aqui a temperatura de início da laminação de acabamento foi 1075Ό, a temperatura de término da laminação de acabamento foi ajustada para 940Ό, a taxa de resfriamento em uma mesa de saída (ROT: mesa de saída) foi 30O/s, e a temperatura de bobinamento foi 480^).

Expressão Matemática 5

Ri=^^xlOo *d ... (Expressão Matemática 9) ^fD ... (Expressão Matemática 10) [00220] (tO indica a espessura da placa de aço antes da laminação de desbaste, tal indica a espessura da placa de aço antes da primeira redução na zona de temperatura que excede 1150Ό, tb1 indica a espessura da chapa de aço antes da redução final na zona de temperaturas excedendo 1150Ό ou menos, e tb2 indica a espessura

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38/129 da placa de aço antes da redução final na zona de temperatura de 1150°3 ou menos).

Tabela 1

Compos ição do aço	Componente químico	(% em massa)
C	Si	Mn	P	S	Al	N	Nb	Ti	terras raras (REM)	Ca
a	0,037	0,95	1,29	0,006	0,001	0,027	0,0039	0,04	0,138	0,0010	0,0015

Tabela 2

Compos ição do aço	Componente químico (% em massa)
C	Si	Mn	P	S	Al	N	V	Nb	Ti	terras raras (REM)	Ca
b	0,037	0,95	1,29	0,006	0,001	0,027	0,0039	0,05	-	0,138	0,0010	0,0015

[00221] O símbolo significa que o elemento não é adicionado e que o teor é tão baixo quanto o das impurezas inevitáveis.

[00222] Do acima, é descoberto que em um caso de razão de redução acumulada na zona de temperatura excedendo 1150°C estando acima de 70%, a soma total M do comprimento na direção de laminação e a razão máxima do diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão são ambas aumentadas, assim tornando impossível obter a soma total M de 0,25 mm/mm² ou menos e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão de 8,0 ou menos. Isto é concebível porque à medida que a razão de redução acumulada da laminação de desbaste executada em uma zona de alta temperatura tal como a zona de temperatura que excede 1150°C é aumentada, as inclusões são mais passíveis de serem estendidas pela laminação.

[00223] Além disso, é descoberto que em um caso da razão de redução acumulada na zona de temperatura de 1150°C ou menos sendo menos de 10%, o tamanho médio do grão da microestrutura é aumentado para exceder 6 pm. Isto é concebível porque à medida que a razão de redução acumulada da laminação de desbaste executada

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39/129 em uma zona de baixa temperatura tal como a zona de temperatura de 1150°C ou menos é diminuída, o tamanho de grão da a ustenita após a recristalização é aumentado, e assim o tamanho médio de grão da microestrutura em um produto final é também aumentado.

[00224] Além disso, é descoberto que em um caso em que a razão de redução acumulada na zona de temperatura de 1150°C ou menos está acima de 25%, a intensidade do plano {211} é aumentada para exceder 2,4. Isto é concebível porque quando a razão de redução acumulada da laminação de desbaste executada em uma zona de temperatura relativamente baixa tal como a zona de temperatura de 1150°C ou menos é muito grande, a recristalização não progride substancialmente completamente após a laminação de desbaste, e a estrutura não-recristalizada para ser a causa do aumento da intensidade do plano {211} permanece mesmo após a laminação de acabamento, e consequentemente a intensidade do plano {211} no produto final é aumentada.

[00225] A seguir será explicada uma outra pesquisa fundamental que leva à finalização da presente invenção.

[00226] Os presentes inventores fizeram placas de aço através da fusão e lingotamento com as composições listadas na Tabela 3 para produzir chapas de aço laminadas a quente com a temperatura de término da laminação de acabamento e a temperatura de bobinamento variando, as quais têm um grande efeito nos materiais da chapa de aço laminada a quente entre os processos de produção da chapa de aço laminada a quente. Especificamente, a laminação a quente foi executada nas placas de aço sob a condição de uma temperatura de aquecimento ajustada para 1260°C e a temperatura de término da laminação de acabamento ajustada para 750°C a 1000° C, e então as placas de aço foram resfriados a uma taxa média de resfriamento de cerca de 40°C/s e bobinada a uma temperatura de 0°C a 750°C.

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Assim, as chapas de aço laminadas a quente tendo cada uma a espessura de 2,9 mm foram produzidas. Então, vários exames foram executados. Nos exames a seguir, a menos que mencionado de forma diferente, foram usadas amostras cortadas de uma posição a 1/4 da largura da chapa (uma porção a 1/4 da largura) ou cem uma posição a 3/4 da largura da chapa (uma porção a ³Λ da largura da chapa).

Tabela 3

COMPOSIÇ ÃO DO AÇO	COMPONENTE QUÍMICO (UNIDADE:% EM MASSA)
C	Si	Mn	P	S	Al	N	Nb	Ti	B
c	0,083	0,31	1,89	0,011	0,004	0,038	0,0041	0,000	0,000	0,0000
d	0,040	1,01	1,22	0,012	0,004	0,037	0,0038	0,045	0,142	0,0000
e	0,042	0,97	1,24	0,011	0,005	0,041	0,0035	0,009	0,140	0,0007
f	0,047	0,89	1,33	0,013	0,005	0,029	0,0028	0,001	0,118	0,0011

00227] Na Tabela 3, Ti, Nb, e B não estão contidos em uma composição de aço c, e Ti e Nb estão contidos mas B não está contido em uma composição de aço d. Além disso, Ti, Nb, e B estão contidos em uma composição de aço, e Ti, B e uma quantidade mínima de Nb estão contidos em uma composição de aço f.

[00228] Os presentes inventores investigaram a condição de suprimir o descascamento. Pela pesquisa dos presentes inventores, foi esclarecido que a densidade nos contornos de grãos da solução sólida de C e da solução sólida de B afetam a ocorrência do descascamento. Além disso, foi descoberto que a temperatura de bobinamento afeta a densidade nos contornos de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B.

[00229] Então, em relação às chapas de aço laminadas a quente obtidas, a existência ou ausência de trinca de uma face trincada na relação entre a temperatura de bobinamento e a densidade de segregação nos contornos de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B foi examinada. Nesse exame, a avaliação do descascamento e a medição das densidades nos contornos de grão

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41/129 da solução sólida de C e da solução sólida de B foram executadas de acordo com os métodos descritos abaixo.

[00230] Na avaliação do descascamento, através de um método similar àquele descrito na JFS T 1001-1996 da Japan Iron and Steel Federation Standard, a perfuração foi executada coma folga ajustada para 20%, e a existência ou ausência de descascamento da face perfurada foi confirmada visualmente.

[00231] Na medição das densidades nos contornos de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B, foi usado um método de sonda atômica tridimensional. Uma posição sensível sonda atômica (PoSAP posição sensível de sonda atômica) inventada por A. Cerezo e outros ma Oxford University em 1988 é um equipamento no qual um detector de posição sensível (detector de posição sensível) é incorporado em um detector do sonda atômica e que, na análise, á capaz de medir simultaneamente o tempo de vôo e a posição de um átomo que tenha alcançado o detector sem usar uma abertura. Se o equipamento for usado, é possível exibir todos os elementos constituintes na liga existents na superfície da amostra como um mapa bidimensional com resolução espacial do nível atômico. Além disso, uma camada atômica é evaporada uma por uma a partir da superfície da amostra através do uso do fenômeno de evaporação de campo elétrico, e assim o mapa bidimensional pode também ser expandido na direção da profundidade a ser exibida e analisado como um mapa tridimensional. Para a observação do contorno de grão, foi usado um FB2000A produzido por Hitachi, Ltd. como um equipamento de feixes de ions focalizados (FIB), e a porção de contorno de grãos foi feita ser trazida em uma porção de ponta acicular com um equipamento de feixe de íons focalizados (FIB), e a porção de contorno de grãos foi feita ser trazida em uma posição de ponta acicular com um feixe de varredura de forma arbitrária para formar a amostra cortada em uma

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42/129 forma acicular pelo polimento eletrolítico. Dessa maneira, foram feitas amostras aciculares para PoSAP contendo cada uma a porção de contorno de grão. Então, cada uma das amostras aciculares para PoSAP foi observada para identificar o contorno de grão com o fato de que diferentes grãos em orientação apresentam um contraste por um fenômeno de canalização de um microscópio de varredura de íons (SIM), e foi cortada com o feixe de íons. O equipamento usado como sonda atômica tridimensional foi um OTAP produzido por CAMECA, e como condição de medição, a temperature de uma posição de amostra foi ajustada para cerca de 70 K, a voltagem total da probe foi ajustada para 10 kV a 15 kV, e a razão de pulso foi ajustada para 25%. Então, o contorno de grão e o interior do grão de cada uma das amostras foi medida três vezes respectivamente, e a média das medições foi ajustada como valor representativo. Dessa maneira foram medidas a solução sólida de C e a solução sólida de B que existem no contorno de grão e no interior do grão.

[00232] O valor obtido pela eliminação do ruído de fundo e similares a partir do valor medido foi definido como densidade atômica por unidade de area do contorno de grão para ser ajustado como densidade do contorno de grão (/nm²). Assim, a solução sólida de C que existe no contorno de grão é exatamente o átomo de C que existe no contorno de grão, e a solução sólida de B que existe no contorno de grão é exatamente o átomo de B que existe no contorno de grão. A densidade do contorno de grão é também a densidade de segregação no contorno de grão.

[00233] A densidade total no contorno de grão da solução sólida C e da solução sólida B na presente invenção é a densidade total por unidade de área do contorno de grão de solução sólida de C e de solução sólida de B que existem no contorno de grãos. Esse valor é um valor obtido pela adição de valores medidos de solução sólida de C

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43/129 e solução sólida de B.

[00234] A distribuição de átomos é descoberta em um mapa de átomos tridimensionalmente, de forma que possa ser confirmado que um grande número de átomos de C e de átomos de V estão na posição do contorno de grãos.

[00235] Resultados de tais exames estão descritos nas figuras 11A e figura 11B. A figura 11A descreve a existência ou ausência de descascamento na relação entre a densidade total no contorno de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B e a temperatura de bobinamento (CT) nas composições de aço c, d e e. A figura 11B descreve a existência ou ausência de descascamento na relação entre a densidade total no contorno de grão da solução sólida C e da solução sólida B e a temperatura de bobinamento (CT) nas composições de aço c, d, e f. Nas figuras 11A e figura 11B, marcas delineares(n, o, □ , Δ) indicam, cada uma, que não ocorreu nenhum descascamento, e as marcas pretas (·, □, ▲ ) indicam, cada uma, que ocorreu um leve descascamento.

[00236] Foi descoberto da figura 11A e da figura 11B que em um caso em que a densidade do contorno de grãos da solução sólida de C e da solução sólida de B excede 4,5 /nm2 ou menos se presume que seja porque a resistência no contorno de grãos foi relativamente diminuída se comparada com aquela do interior do grão.

[00237] Em relação à relação entre a existência ou ausência de descascamento e a temperatura de bobinamento, na composição do aço c que não contém substancialmente Ti e Nb, a densidade no contorno de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B acima de 4,5 /nm2 mesmo a qualquer temperatura de bobinamento, e nenhum descascamento ocorreu. Em contraste com isso, nas composições de aço d a f, cada uma contend Nb e Ti, quando a temperature de bobinamento foi aumentada, a densidade do contorno

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44/129 de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B se tornou 4,5 /nm2 ou menos, e o descascamento ocorreu.

[00238] Presume-se que isto seja porque embora na composição do aço c o Ti e o Nb não estivessem substancialmente contidos, de modo que, mesmo se a temperatura de bobinamento fosse aumentada, a precipitação de TiC e similares não ocorreu e a alta densidade no contorno de grãos da solução sólida de C e da solução sólida de B foi mantida, nas composições de aço d a f quando a temperatura de bobinamento foi aumentada, a solução sólida de C, que tinha segregado contorno de grãos, precipitou no interior do grão como TiC principalmente após o bobinamento e assim a densidade no contorno de grãos da solução sólida de C foi diminuída.

[00239] Além disso, a razão porque nas composições de aço e e f foi obtida uma densidade no contorno de grãos excedendo 4,5 /nm2 até uma temperatura de bobinamento maior que aquela da composição do aço d foi porque B estava contido, e assim embora o C precipite no interior do grão como TiC, a solução sólida de B segregou no contorno de grão, e assim a diminuição da solução sólida de C no contorno de grão foi compensada.

[00240] Como resultado de que os presents inventores também conduziram vários exames das chapas de aço obtidas para descobrir a condição de também melhorar a capacidade de expansão de furo, viuse que o efeito do tamanho da cementita do contorno de grão na capacidade de expansão do furo é particularmente grande. Nesse exame, similarmente ao método descrito acima, vários corpos de prova, por exemplo, 10 corpos de prova foram feitos a partir de uma única amostra de aço, e cada uma foi submetida a um teste de expansão de furo com base no método descrito na JFS T 1001-1996 da Japan Iron and Steel Federation Standard, e o λ médio (Àave) da razão de expansão de furo foi calculado. Além disso, o tamanho da

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45/129 cementita do contorno de grão foi medido de acordo com um método descrito abaixo.

[00241] Inicialmente, uma amostra para um microscópio de transmissão eletrônica foi tirada da posição de 1/4 da espessura da amostra cortada a partir da porção a 1/4 da largura ou da porção a 3/4 da largura do aço amostra. Então, a amostra foi observada com um microscópio de transmissão eletrônica tendo um canhão de emissão de campo (FEG) com uma voltagem de aceleração de 200 kV montado nela. Como resultado, analisar o padrão de difração tornou possível confirmar que precipitados observados no contorno de grãos é cementita. Incidentalmente, na presente invenção, o tamanho da cementita no contorno de grão é definido como a media do tamanho equivalente de círculo do qual toda a cementita do contorno de grãos observada em um campo visual único é medido por processamento de imagem ou similar.

[00242] A figura 12A descreve a relação entre o tamanho da cementita no contorno de grãos e a razão de expansão do furo nas composições de aço c, d, e e. A figura 12B descreve a relação entre o tamanho da cementita no contorno de grão e a razão de expansão do furo nas composições de aço c, d, e f.

[00243] É descoberto das figuras 12A e figura 12B que existe uma correlação entre a razão de expansão de furo e o tamanho da cementita no contorno de grão. Isto é, foi recentemente descoberto que à medida que o tamanho da cementita no contorno de grão é menor, a razão de expansão de furo é melhorada, e quando o tamanho da cementita no contorno de grão se torna 2 pm ou menos, a razão de expansão do furo se torna 80% ou mais.

[00244] A razão porque, à medida que o tamanho da cementita que existe no contorno de grãos é menor, a razão de expansão de furo é melhorada, é concebível devido à razão a seguir.

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46/129 [00245] Inicialmente, é concebível que a capacidade de trabalho de estiramento de flangeamento e a capacidade de trabalho de remover rebarbas tipificadas pela razão de expansão de furo são afetadas pelos vãos a serem a origem de trincas formadas durante a perfuração ou o cisalhamento. É concebível que os vãos ocorrem porque no caso em que a fase cementita precipitada nos contornos de grão da matriz é grande até certo ponto em relação aos grãos da matriz, os grãos da matriz são submetidos a estresse excessivo na vizinhança das bordas da fase dos grãos da matriz. Por outro lado, é concebível que no caso em que o tamanho da cementita no contorno de grão é pequeno, a cementita é relativamente pequena em relação aos grãos da matriz e a concentração de estresse não ocorre mecanicamente, e os vãos não ocorrem facilmente, e assim a razão de expansão de furo é melhorada.

[00246] A figura 13A descreve a relação entre a temperatura de bobinamento e o tamanho da cementita no contorno de grãos nas composições de aço c, d, e e. A figura 13B descreve a relação entre a temperatura de bobinamento e o tamanho da cementita no contorno de grãos nas composições de aço c, d, e f.

[00247] Conforme descrito nas figuras 13A e figura 13B, mesmo em todas as composições de aço c a f, à medida que a temperatura de bobinamento é aumentada, o tamanho da cementita no contorno de grãos é aumentado, mas o tamanho da cementita no contorno de grãos tende a ser pequena rapidamente quando a temperatura de bobinamento se torna uma certa temperatura ou maior. Nas composições de aço d a f, cada uma contendo Ti e Nb, em particular, a diminuição no tamanho da cementita no contorno dos grãos foi notável. Particularmente, na composição de aço e, o tamanho da cementita no contorno dos grãos se tornou 2 pm ou menos no caso da temperatura de bobinamento ser 560°C ou mais. Isto é concebível

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47/129 como segue.

[00248] Foi concebível que há uma zona de pico em termos de uma temperatura de precipitação de cementita em uma fase α. Foi conhecido que essa zona de pico é expressa pelo equilíbrio entre a nucleação com o grau de supersaturação de C na fase α ajustado como força motriz e o crescimento do grão de Fe3C cuja taxa é determinada pela difusão de C e de Fe. Quando a temperatura de bobinamento é menor que a zona de pico, o grau de supersaturação de C é grande e a força motriz da nucleação é grande, mas C e Fe dificilmente podem se difundir devido à baixa temperatura e a precipitação de cementita é suprimida independentemente do contorno de grão ou do interior do grão, e embora a cementita precipite, o tamanho é pequeno. Por outro lado, quando a temperatura de bobinamento é maior que a temperature da zona de pico, a solubilidade do C é aumentada e a força motriz da nucleação é diminuída, mas o comprimento da difusão é aumentado, e a densidade é diminuída, mas o tamanho mostra uma tendência a se tornar bruto. Entretanto, em um caso em que os elementos que formam carbonetos tais como Ti e Nb estão contidos, a precipitação a zona de pico dos elementos (Ti, Nb, etc.) na fase α está no lado de temperatura mais alta que a da cementita, e devido à precipitação de carboneto, o C é esgotado. Portanto, a quantidade de precipitação de cementita e o tamanho da cementita são diminuídos. Por tal razão, é concebível que na composição do aço e, o tamanho da cementita no contorno de grão se tornou 2 pm ou menos no caso da temperatura de bobinamento ser 480°C ou mais, e na composição do aço f, o tamanho da cementita no contorno de grão se tornou 2 pm ou menos no caso da temperatura de bobinamento ser 560°C ou mais.

[00249] A presente invenção, como descrita acima, foi feita para executar o controle das inclusões, particularmente o teor de E a forma

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48/129 do sulfeto, e o controle da microestrutura e da textura, com o propósito de inventar uma chapa de aço tendo uma alta resistência, uma alta capacidade de conformação, e uma alta propriedade de trinca, para contribuir para a redução do peso de u veículo de passageiros ou similares.

Primeira Configuração [00250] A seguir serão explicadas as razões para limitação da composição em uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência conforme uma primeira configuração da presente invenção. Note que, daqui para a frente, % em massa na composição será descrito simplesmente como %.

[00251] C: 0,02% a 0,1% [00252] C é um elemento que se liga ao Nb, Ti, etc. para contribuir para a melhoria da resistência à tração pelo reforço da precipitação. O C também diminui a temperatura de transição do aparecimento da trinca por tronar a microestrutura fina. Além disso, o C segrega nos contornos de grão como solução sólida de C para assim ter o efeito de suprimir a esfoliação dos contornos de grão durante a perfuração para suprimir a ocorrência do descascamento. Quando o teor de C é menor que 0,02%, os efeitos não podem ser suficientemente obtidos, e a capacidade de expansão de furo e a propriedade de trinca desejadas não podem ser obtidas. Por outro lado, quando o teor de C excede 0,1%, carboneto de ferro (Fe3C), que não é preferível para o Àave da razão de expansão de furo, do valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e da energia absorvida Charpy, é passível de ser excessivamente formado. Portanto, o teor de C é ajustado para ser não menos que 0,02% nem mais que 0,1%. Além disso, para também melhorar os efeitos descritos acima de melhorar a resistência à tração e similares, o teor de C é preferivelmente 0,03% ou mais, e é mais preferivelmente 0,04 ou mais. Além disso, à medida que o teor de C é

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49/129 diminuído, a formação de car4boneto de ferro (Fe3C) é efetivamente suprimida, e assim para obter o Àave mais excelente da razão de expansão de furo, etc., o teor de C é preferivelmente 0,06% ou menos, e é mais preferivelmente 0,05% ou menos.

[00253] Si: 0,001% a 3,0% [00254] Si é um elemento necessário para desoxidação preliminar. Quando o teor de Si é menor que 0,001%, é difícil executar a desoxidação preliminar suficiente. O Si também contribui para a melhoria da resistência à tração como elemento de reforço da solução sólida e suprime a formação de carboneto de ferro (Fe3C) para aumentar a precipitação de precipitados de carboneto fino de Nb e Ti. Como resultado, o Àave da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca, e a energia absorvida Charpy são tornadas melhores. Por outro lado, quando o teor de Si excede 3,0%, os efeitos são saturados e a eficiência econômica é deteriorada. Portanto, o teor de Si é ajustado para ser não menos que 0,001% nem mais que 3,0%. Além disso, para também melhorar os efeitos descritos acima de melhoria da resistência à tração, etc., o teor de Si é preferivelmente 0,5% ou mais, e é mais preferivelmente 1,0% ou mais. Além disso, em consideração à eficiência econômica, o teor de Si é preferivelmente 2,0% ou menos, e é mais preferivelmente 1,3% ou menos.

[00255] Mn: 0,5% a 3,0% [00256] Mn é um elemento que contribui para a melhoria da resistência à tração da chapa de aço como elemento de reforço da solução sólida. Quando o teor de Mn é menor que 0o,5%, é difícil obter a resistência à tração suficiente. Por outro lado, quando o teor de Mn excede 3,0%, a trinca da placa durante a laminação a quente ocorre facilmente. Portanto, o teor de Mn é ajustado para ser não menos que 0,5% nem mais que 3,0%. Além disso, para obter um a maior

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50/129 resistência à tração, o teor de Mn é preferivelmente 0,75% ou mais, e é mais preferivelmente 1,0% ou mais. Além disso, para suprimir com mais certeza a trinca da placa, o teor de Mn é preferivelmente 2,0% ou menos, e é mais preferivelmente 1,5% ou menos.

[00257] P: 0,1% ou menos (não contendo 0%) [00258] P é uma impureza a ser inevitavelmente misturada, e com um aumento no teor, sua quantidade de segregação nos contornos de grão aumenta, e P é um elemento que provoca a deterioração do Àave da razão de expansão de furo, do valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e da energia absorvida Charpy. Portanto, quanto menor é o teor de P, mais desejável ele é, e no caso de o teor de P ser 0,1% ou menos, esses valores característicos do Àave da razão de expansão de furo, etc., caem dentro de faixas permissíveis. Portanto, o teor de P é ajustado para 0,1% ou menos. Além disso, para também suprimir a deterioração das propriedades causada por conter P, o teor de P é preferivelmente 0,02% ou menos, e é mais preferivelmente 0,01% ou menos.

[00259] S: 0,01% ou menos (não incluindo 0%) [00260] S é uma impureza a ser misturada inevitavelmente, e quando o teor de S excede 0,01%, é formado MnS em grandes quantidades no aço durante o aquecimento da placa a ser estendida pela laminação a quente, e assim a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão e a razão de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão são aumentadas. Como resultado, não é possível obter o Àave desejado e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, o valor de resistência à propagação da trinca Y. M., e a energia absorvida Charpy. Portanto, o teor de S é ajustado para 0,01% ou menos. Além disso, para também suprimir a deterioração das propriedades provocadas pelo fato de conter S, o teor de S é

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51/129 preferivelmente 0,003% ou menos, e é mais preferivelmente 0,002% ou menos. Por outro lado, no caso em que a dessulfuração com o material de dessulfuração mão é executada, é difícil ajustar o teor de S para ser menos de 0,001%.

[00261] Al: 0,001% a 2,0% [00262] Al é um elemento necessário para desoxidação do aço fundido. Quando o teor de Al é menor que 0,001%, é difícil desoxidar o aço fundido suficientemente. O Al é também um elemento que contribui para a melhoria da resistência à tração. Por outro lado, quando o teor de Al excede 2,0%, os efeitos são saturados e a eficiência econômica é deteriorada. Portanto, o teor de Al é ajustado para ser não menos que 0,001% nem mais que 2,0%. Também, para tornar a desoxidação mais segura, o teor de Al é preferivelmente 0,01% ou mais, e é mais preferivelmente 0,02% ou mais. Além disso, em consideração da eficiência econômica, o teor de Al é preferivelmente 0,5% ou menos, e é mais preferivelmente 0,1% ou menos.

[00263] N: 0,02% ou menos (não incluindo 0%) [00264] N forma precipitados com Ti e Nb a uma temperatura maior que o C para diminuir o Ti e o Nb eficazes para fixar o C. Isto é, N provoca a diminuição da resistência à tração. Assim, o teor de N tem que ser diminuído tanto quanto possível, mas se o teor de N for 0,02% ou menos, é permitido. Além disso, para suprimir mais efetivamente a diminuição na resistência à tração, o teor de N é preferivelmente 0,005% ou menos, e é mais preferivelmente 0,003% ou menos.

[00265] Ti: 0,03% a 0,3% [00266] Ti é um elemento que precipita finamente como TiC para contribuir para a melhoria da resistência à tração da chapa de aço pelo reforço da precipitação. Quando o teor de Ti é menor que 0,03%, é difícil obter a resistência à tração suficiente. Além disso, o Ti precipita

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52/129 como TiS durante o aquecimento da placa em um processo de laminação a quente para assim suprimir a precipitação de MnS que forma a inclusão estendida e diminui a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão. Como resultado, o Àave da razão de expansão de furo, o valor da resistência {à ocorrência de trincas Jc, o valor de resistência à propagação da trinca T. M., e a energia absorvida Charpy são tornadas melhores. Por outro lado, quando o teor de Ti excede 0,3%, os efeitos são saturados e a eficiência econômica é deteriorada. Assim, o teor de Ti é ajustado para ser não menos que 0,03% nem mais que 0,3%. também, para obter a maior resistência à tração, o teor de Ti é preferivelmente 0,08% ou mais, e é mais preferivelmente 0,12% ou mais. Além disso, em consideração da eficiência econômica, o teor de Ti é preferivelmente 0,2% ou menos, e é maios preferivelmente 0,15% ou menos.

[00267] Nb: 0,001 % a 0,06% [00268] Nb é um elemento que melhora a resistência à tração pelo reforço da precipitação e tornar a microestrutura fina e torna fino o tamanho médio do grão da microestrutura. Quando o teor de Nb é menos de 0,001R%, uma resistência à tração suficiente e uma temperatura de transição do aparecimento de trinca não são passíveis de serem obtidas. Por outro lado, quando o teor de Nb excede 0,06%, a faixa de temperaturas de uma não-recristalização no processo de laminação a quente é espandida, e uma grande textura laminada em um estado de não-recristalização, que aumenta a razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211}, permanece após o processo de laminação a quente ser terminado. Quando a razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211} é excessivamente aumentada, o Àave da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy são deterioradas. Portanto, o teor de Nb é ajustado para ser não menos que 0,001%nem mais que

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0,06%. Além disso, para também melhorar os efeitos acima descritos de melhorar a resistência à tração, etc., o teor de Nb é preferivelmente 0,01% ou mais, e é mais preferivelmente 0,015% ou mais. Além disso, para suprimir o aumento na razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211}, o teor de Nb é preferivelmente 0,04% ou menos, e é mais preferivelmente 0,02% ou menos.

[00269] As razões acima são as razões para limitação dos componentes básicos na primeira configuração, mas um tipo ou ambos os tipos de terras raras (REM) e Ca podem também estar contidos de maneira a terem os seguintes teores:

[00270] terras raras (REM): 0,0001 % a 0,02% [00271] terras raras (REM) é um elemento que torna esférica a forma dos sulfetos tais como MnS, que causam a deterioração do Àave da razão de expansão de furo, do valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, do valor de resistência à ocorrência de trinca T.M., e da energia absorvida Charpy, para assim diminuir a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão e a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão. Assim, o REM pode tornar melhor o Àave da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, o valor de resistência à propagação da trinca T. M., e a energia absorvida Charpy. Incidentalmente, mesmo em um caso em que REM está contido, quando o teor de REM é menor que 0,0001%, o efeito de fazer a forma de sulfeto tal como MnS esférico algumas vezes não pode ser suficientemente obtido. Por outro lado, quando o teor de REM excede 0,02%, tal efeito é saturado e a eficiência econômica é deteriorada. Portanto, o teor de REM pode ser ajustado para ser não menos que 0,0001% nem mais que 0,02%. Além disso, para também melhorar o efeito acima descrito, o teor de REM é preferivelmente 0,002% ou mais, e é mais preferivelmente 0,003% ou mais. Além disso, em

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54/129 consideração da eficiência econômica, o teor de REM é preferivelmente 0,005% ou menos, e é mais preferivelmente 0,004% ou menos.

[00272] Ca: 0,0001 % a 0,02% [00273] Ca é um elemento que fixa p S no aço como CaS esférico para suprimir a formação de MnS e torna esférica a forma do sulfeto tal como MnS para assim diminuir a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão e a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão. Assim, o Ca pode também tornar melhores o Àave da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, o valor de resistência à propagação da trinca T. M., e a energia absorvida Charpy. Incidentalmente, mesmo no caso de conter Ca, quando o teor de Ca é menor que 0,0001%, o efeito de tornar esférica a forma do sulfato tal como MnS não pode ser suficientemente obtido. Por outro lado, quando o teor de Ca excede 0,02%, aluminato de cálcio, que é passível de ser uma inclusão de forma estendida, é formada em grandes quantidades, e assim a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é passível de ser aumentada. Portanto, o teor de Ca pode ser ajustado para ser não menos que 0,0001% nem mais que 0,02%. Além disso, para também melhorar o efeito descrito acima, o teor de Ca é preferivelmente 0,002% ou mais, e é mais preferivelmente 0,003% ou mais. Além disso, na consideração da eficiência econômica, o teor de Ca é preferivelmente 0,005% ou menos, e é mais preferivelmente 0,004% ou menos.

[00274] Além disso, para diminuir o MnS para provocar a deterioração da capacidade de expansão de furo tanto quanto possível, em relação aos teores de Ti, S, terras raras (REM), e Ca, o parâmetro Q ou Q' previamente descrito é ajustado para 30,0 ou mais. Quando o parâmetro Q ou Q' é 30,0 ou mais, o teor de MnS no aço é

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diminuído e a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é suficientemente diminuído. Como resultado, o Àave da razão de expansão de furo, o valor de resistência á ocorrência de trincas Jc, o valor de resistência à propagação de trinca T. M., e a energia absorvida Charpy são melhorados. Quando o parâmetro Q ou Q' é menor que 30,0, esses valores característicos não são passíveis de se tornarem suficientes.

[Expressão Matemática 6] (Expressão Matemática 1)

ΓΓΠ pcal ΓΙΤΕΜ|\

Q- ττ + j -# + r * 15,0 (Expressão Matemática 1') l 22 22/ [00275] Ο saldo da chapa de aço de acordo com essa configuração, diferente desses componentes básicos, pode ser composto de Fe e das inevitáveis impurezas. Incidentalmente, O, Zn, Pb, As, Sb, etc., são citados como impurezas inevitáveis, e embora cada uma delas esteja contida em uma faixa de 0,02% ou menos. O efeito da presente invenção não é perdido.

[00276] Além disso, em relação aos teores de Ca e terras raras (REM), em termos de suprimir a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão, a Expressão Matemática 2 é preferivelmente estabelecida conforme descrito acima. Em um caso em que a Expressão Matemática 2 não é estabelecida, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão pode exceder 3,0, tornando assim impossível obter os valores preferíveis, que são 85% ou mais do Àave da razão de expansão de furo e 10% ou menos do desvio padrão σ da razão de expansão de furo. Além disso, o valor mais excelente de resistência à ocorrência de trinca Jc e de energia absorvida Charpy pode não ser passível de ser obtido.

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0,3 < ([REM]/140)/([Ca]/40)...(Expressão Matemática 2) [00277] Além disso, de acordo co a necessidade, um ou mais componentes entre B, Cu, Cr, Mo, e Ni podem também estar contidos na chapa de aço nas seguintes faixas:

[00278] B: 0,0001 % a 0,005% [00279] B é um elemento que segrega nos contornos de grão como solução sólida de B com solução sólida de C para assim suprimir a esfoliação dos contornos de grão durante a perfuração para suprimir a ocorrência do descascamento. Além disso, com tal efeito, no caso de B estar contido, é possível executar o bobinamento no processo de laminação a quente a uma temperatura relativamente alta. Quando o teor de B é menor que 0,0001%, os efeitos não são passíveis de serem obtidos suficientemente. Por outro lado, quando o teor de B excede 0,005%, a faixa de temperatura da não recristalização no processo de laminação a quente é expandida, e a textura laminada grande no estado de não-recristalização permanece após o processo de laminação a quente ser terminado. A textura laminada no estado de não recristalização aumenta a razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211}. Então, quando a razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211} é excessivamente aumentada, o Àave da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy são deteriorados. Portanto, o teor de B é preferivelmente não menos que 0,0001% nem mais que 0,005%. Além disso, para também suprimir a ocorrência do descascamento, o teor de B é mais preferivelmente 0,001% ou mais, e é ainda mais preferivelmente 0,002% ou mais. Além disso, para também suprimir a razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211}, o teor de B é mais preferivelmente 0,004% ou menos, e é ainda mais preferivelmente 0,003% ou menos.

[00280] Cu, Cr, Mo, Ni, e V são elementos tendo cada um o efeito

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57/129 de melhorar a resistência à tração da chapa de aço laminada a quente pelo reforço da precipitação ou reforço da solução sólida. Entretanto, quando o teor de Cu é menor que 0,001%, o teor de Ni é menor que 0,001%, e o teor de V é menor que 0,001%, o efeito suficiente de melhorar a resistência à tração não pode ser obtido. Por outro lado, quando o teor de Cu excede 1,0%, o teor de Cr excede 1,0%, o teor de Mo excede 1,00%, o teor de Ni excede 1,0%, e o teor de V excede 0,2%, o efeito de melhorar a resistência à tração é saturado para provocar a deterioração da eficiência econômica. Assim, o teor de Cu é preferivelmente não menos que 0,001% nem mais que 1,0%, o teor de Cr é preferivelmente não menos que 0,m001% nem mais que 1,0%, o teor de Mo é preferivelmente não menos que 0,001% nem mais que 1,0%, o teor de Ni é preferivelmente não menos que 0,001% nem mais que 1,0%, e o teor de V é preferivelmente não menos que 0,001 % nem mais que 0,2%. Além disso, para também melhorar a resistência à tração, o teor de Cu é mais preferivelmente 0,1% ou mais, o teor de Cr é mais preferivelmente 0,1% ou mais, o teor de Mo é mais preferivelmente 0,1% ou mais, o teor de Ni é mais preferivelmente 0,1% ou mais, e o teor de V é mais preferivelmente 0,05% ou mais. Além disso, o teor de Cu é ainda mais preferivelmente 0,3% ou mais, o teor de Cr é ainda mais preferivelmente 0,3% ou mais, o teor de Mo é ainda mais preferivelmente 0,3% ou mais, o teor de Ni é ainda mais preferivelmente 0,3% ou mais, e o teor de V é mais preferivelmente 0,07% ou mais. Por outro lado, em consideração da eficiência da economia, o teor de Cu é mais preferivelmente 0,7% ou menos, o teor de Cr é mais preferivelmente 0,7% ou menos, o teor de Mo é mais preferivelmente 0,7% ou menos, o teor de Ni é mais preferivelmente 0,7% ou menos, e o teor de V é mais preferivelmente 0,1% ou menos. Além disso, o teor de Cu é ainda mais preferivelmente 0,5% ou menos, o teor de Cr é ainda mais preferivelmente 0,5% ou menos, o teor de

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Mo é ainda mais preferivelmente 0,5% ou menos, o teor de Ni é ainda mais preferivelmente 0,5% ou menos, e o teor de V é ainda mais preferivelmente 0,09% ou menos, [00281] Além disso, é também aceitável que 1% ou menos de Zr, Sn, Co, W, e Mg no total esteja contido na chapa de aço conforme a necessidade.

[00282] Além disso, a densidade total no contorno de grão de solução sólida C e a solução sólida B é preferivelmente não menos que 4,5 /nm² nem mais que 12 /nm². Isto é porque quando a densidade no contorno de grão é 4,5 /nm2 ou mais, particularmente, a ocorrência do descascamento pode ser suprimida, mas quando a densidade no contorno de grão excede 12 /nm2, o efeito é saturado. Incidentalmente, para melhorar a resistência no contorno de grão e mais efetivamente suprime a ocorrência do descascamento durante a perfuração ou o cisalhamento, a densidade no contorno de grão é mais preferivelmente 5 /nm2 ou mais, e é ainda mais preferivelmente 6 /nm2 ou mais.

[00283] Além disso, o tamanho da cementita no contorno de grão é preferivelmente 2 pm ou menos. Isto é porque quando o tamanho da cementita no contorno de grão é 2 pm ou menos, vãos não ocorrem facilmente e a capacidade de expansão de furo pode ser também melhorada.

[00284] A seguir, serão explicadas as razões para limitação da microestrutura, da textura, e das inclusões da chapa de aço laminada a quente de acordo com a primeira configuração.

[00285] A microestrutura da chapa de aço laminada a quente conforme a primeira configuração é ajustada para uma estrutura ferrita, uma estrutura bainita, ou uma estrutura mista das duas. Isto é porque quando a microestrutura é uma estrutura ferrita, uma estrutura bainita ou uma estrutura mista das duas, a dureza total da

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59/129 microestrutura se torna relativamente uniforme, a trinca dúctil é suprimida, o Àave da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy são tornadas melhores, e a capacidade de expansão de furo suficiente e a propriedade de trinca podem ser obtidas. Além disso, há algumas vezes o caso em que na microestrutura a estrutura chamada de martensita em forma de ilha (MA), que é uma mistura de martensita e austenita retida, permanece levemente. A martensita em forma de ilha (MA) promove a trinca dúctil para deteriorar o Àave da razão de expansão de furo, etc., de forma que é preferível que a martensita em forma de ilha (MA) não deve permanecer, mas se sua área de trinca é 3% ou menos, a martensita em forma de ilha é permitida.

[00286] Além disso, o tamanho médio de grão na microestrutura pé ajustado para 6 pm ou menos. Isto é porque no caso de o tamanho médio de grão ser maior que 6 pm, uma temperatura de transição do aparecimento da trinca suficiente não pode ser obtida. Isto é, quando o tamanho médio de grão excede 6 pm, a propriedade de trinca suficiente não pode ser obtida. Além disso, o tamanho médio de grão é preferivelmente 5 pm ou menos para tornar melhor a propriedade de trinca.

[00287] A intensidade do plano {211} na textura é ajustada para 2,4 ou menos. Isto é porque quando a intensidade do plano {211} excede

2,4, a anisotropia da chapa de aço é aumentada, durante a expansão de furo, na face de borda na direção de laminação que recebe a tensão de tração na direção de largura da chapa, a diminuição na espessura é aumentada, e ocorre um alto estresse na face de borda para fazer ocorrer a trinca e propagar facilmente para, com isso, deteriorar o Àave da razão de expansão de furo. Além disso, é por isso que quando a intensidade do plano {211} excede 2,4, o valor de resistência à ocorrência de trincas Jc e a energia absorvida Charpy

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60/129 são também deterioradas. Istoé, quando a intensidade do plano {211} excede 2,4, a capacidade de expansão de furo e a propriedade de trinca desejadas não podem ser obtidas. Além disso, a intensidade do plano {211} é preferivelmente 2,35 ou menos, e é mais preferivelmente

2,2 ou menos para tornar melhores a capacidade de expansão de furo e a propriedade de fadiga.

[00288] Conforme descrito acima, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor expressa por diâmetro maior da inclusão/diâmetro menor da inclusão é ajustado para 8,0 ou menos. Isto é porque em um caso da razão diâmetro maios/diâmetro menor maior que 8,0, durante a deformação da chapa de aço, a concentração de estresse na vizinhança da inclusão é aumentada, e o Àave e o desvio padrão σ desejados da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy desejados não são passíveis de serem obtidos. Isto é, quando a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor excede 8,0, uma capacidade de expansão de furo e uma propriedade de trinca suficientes não são passíveis de serem obtidas. Além disso, a razão,máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão é preferivelmente 3,0 ou menos. Quando a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão é 3,0 ou menos, o Àave da razão de expansão de furo pode ser 85% ou mais, o que é melhor, e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo pode ser 10% ou menos, que é melhor, e também o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc e a energia absorvida Charpy podem também ser tornadas excelentes. Isto fica claro das figuras 5A, figura 5B, figura 6A, e figura 6B.

[00289] Além disso, conforme descrito acima, a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é ajustada para 0,25 mm/mm2 ou menos. Isto é porque no caso da soma total M ser maior que 0,25 mm/mm2, durante a deformação da chapa de aço, a

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61/129 trinca dúctil é facilmente promovida e o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, o valor de resistência à propagação de trinca T. M., e a energia absorvida Charpy não são passíveis de serem obtidos. Isto é, quando a soma total M excede 0,25 mm/mm2, a capacidade de expansão de furo e a propriedade de trinca desejadas não são passíveis de serem obtidas. Isto fica claro das figuras 5A, figura 5B, figura 6A, e figura 6B. Além disso, a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é preferivelmente 0,05 mm/mm2 ou menos. Quando a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é 0,05 mm/mm2 ou menos, o valor de resistência à propagação de trinca T. M. pode ser 900 MJ/m3 ou mais, que é melhor, e também o Àave da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trincas Jc, e a energia absorvida Charpy podem também ser tornadas mais excelentes. De tal ponto de vista, a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão é mais preferivelmente 0,01 mm/mm2 ou menos, e a soma total M pode também ser zero.

[00290] Incidentalmente, a inclusão descrita aqui significa, por exemplo, sulfetos tais como MnS e CaS no aço, óxidos tais como compostos químicos à base de CaO-Al2O3 (aluminato de cálcio), um resíduo feito de material de dessulfuração tal como CaF2, etc.

[00291] Os métodos de medição da microestrutura, da textura, e da inclusão, e as definições da razão de intensidade aleatória de raio-x, a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão, e a razão diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão são conforme descrito acima.

[00292] Incidentalmente, o valor n (coeficiente de endurecimento do trabalho) é preferivelmente 0,08 ou mais e a temperatura de transição de aparecimento de trinca é preferivelmente -15°C ou menos, os quais não são limitados em particular.

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62/129 [00293] A seguir será explicado um método para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a primeira configuração.

[00294] Inicialmente, em um processo de produção de aço, por exemplo, um ferro fundido é obtido em um forno de cuba ou similar, e então é submetido a um tratamento de descarburação e tem uma liga adicionada a ele em um conversor de aço. Posteriormente, um aço fundido vazado é submetido a um tratamento de dessulfuração, a um tratamento de desoxidação, etc., em vários equipamentos secundários de refino. Dessa forma, é feito um aço fundido contendo componentes predeterminados.

[00295] Em um processo de refino secundário, é preferível adicionar Ca, terras raras (REM), e/ou Ti de maneira que o parâmetro Q ou Q' 30,0 ou mais para assim suprimir o MnS estendido. Nessa ocasião, quando o Ca é adicionado em grandes quantidades, é formado aluminato de cálcio estendido, de forma que é preferível que o REM deva ser adicionado e Ca não deva ser adicionado, ou o Ca deva ser adicionado em quantidades mínimas. Por tal tratamento, é possível ajustar a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão para preferíveis 0,01 mm/mm2 ou menos, e também é possível ajustar o valor da resistência à propagação da trinca T. M. para preferíveis 900 MJ/m³ ou mais. É também possível tornar o Àave da razão de expansão de furo, o valor de resistência {à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy mais excelentes. Incidentalmente, devido ao custo, é preferível não executar a dessulfuração com o material de dessulfuração.

[00296] Em um caso em que a restrição de custo é pequena, a dessulfuração com o material de dessulfuração pode também ser executada para também suprimir o teor de S. No caso, há a possibilidade de que o próprio material de dessulfuração, que é passível de ser uma inclusão estendida, permaneça até o produto

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63/129 final, de moldo que é preferível que um refluxo suficiente do aço fundido deve ser executado após a aplicação do material de dessulfuração durante o processo de refino secundário para remover o material de dessulfuração. Além disso, no caso de ser usado material de dessulfuração, para evitar que o material de dessulfuração permaneça após o processo de refino secundário por ser estendido pela laminação, é preferível fazer uma composição da qual o material de dessulfuração não é facilmente estendido pela laminação a uma alta temperatura.

[00297] Exceto os pontos acima, o processo de produção de aço antes do processo de laminação a quente não é particularmente limitado. O aço fundido contendo os componentes predeterminados é feito pelo refino secundário, e Então é lingotado pelo lingotamento continuo normal ou lingotado pelo método de lingotes, ou por um método de lingotamento de placas finas, ou similares, e assim é obtida uma placa de aço. No caso em que a placa de aço é obtida por lingotamento continuo, a placa de aço quente pode ser enviada diretamente a um laminador de laminação a quente, ou pode também ser designado que aplaca de aço seja resfriada até a temperatura ambiente e então seja reaquecida em um forno de reaquecimento, e posteriormente a placa de aço é laminada a quente. Além disso, como método alternativo de obtenção de um ferro fundido em um forno de cuba, pode também ser designado que sucata de ferro seja usada como matéria prima e seja fundida em um forno elétrico, e então seja submetida a vários refinos secundários, e com isso é obtido um aço fundido contendo os componentes predeterminados.

[00298] A seguir serão explicadas as condições na ocasião em que a placa de aço obtida por lingotamento contínuo ou similar é laminada a quente.

[00299] Inicialmente, a placa de aço obtida por lingotamento

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64/129 contínuo ou similar é aquecida em um forno de aquecimento. A temperatura de aquecimento na ocasião é preferivelmente ajustada para 1200°C ou mais para obter a resistência à tração desejada. Quando a temperatura de aquecimento é menor que 1200°C, os precipitados contendo Ti ou Nb não são suficientemente dissolvidos na placa de aço e são embrutecidos, e a capacidade de reforço da precipitação pelo precipitado de Ti ou NB não pode ser obtido, e assim a r4esistência à tração desejada algumas vezes não pode ser obtida. Além disso, quando a temperatura de aquecimento é menor que 1200°C, o MnS não é suficientemente dissolvido pelo reaquecimento, e não é possível incitar o S a precipitar como TiS, e assim a capacidade de expansão de furo desejada não é passível de ser obtida.

[00300] Subsequentemente, a laminação de desbaste é executada na placa de aço extraída de um forno de aquecimento. Na laminação de desbaste, é executada a laminação na qual a razão de redução acumulada se torna 70% ou menos na zona de alta temperatura excedendo 1150°C. Isto é porque quando a razão de redução acumulada na zona de temperatura excede 70%, a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão são ambas aumentadas, e o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trincas Jc, e o valor de resistência à propagação de trincas T. M. não são passíveis de serem obtidos. De tal ponto de vista, a razão de redução acumulada na zona de alta temperatura que excede 1150°C é preferivelmente 65% ou menos, e é mais preferivelmente 60% ou menos.

[00301] Além disso, na laminação de desbaste, é também executada a laminação da qual a razão de redução acumulada se torna não menos que 10% nem mais que 25% na zona de baixa

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65/129 temperatura de 1150°C ou menos. Quando a razão de redução acumulada nessa zona de temperatura é menor que 10%, o tamanho médio do grão da microestrutura é aumentado, e o tamanho médio do grão necessário na presente invenção (6 pm ou menos) não pode ser obtido. Como re4sultado, a temperatura de transição do aparecimento de trinca desejada não é passível de ser obtida. Por outro lado, no caso em que a razão de redução acumulada nessa zona de temperatura está acima de 25%, a intensidade do plano {211} é aumentada, e a intensidade do plano {211} necessária na presente invenção (2,4 ou menos) não pode ser obtida. Como resultado, o Àave da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy não são passíveis de serem obtidos. Portanto, a razão de redução acumulada na zona de baixa temperatura de 1150°C ou menos é ajustada para ser não menos que 10% nem mais que 25%. Incidentalmente, para obter a melhor temperatura de transição de aparecimento de trinca, a razão de redução acumulada na zona de baixa temperatura de 1150°C ou menos é preferivelmente 13% ou mais, e é mais preferivelmente 15% ou mais. Além disso, para obter o melhor Àave da razão de expansão de furo, do valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e da energia absorvida Charpy, a razão de redução acumulada na zona de baixa temperatura de 1150°C ou menos é preferivelmente 20% ou menos, e é mais preferivelmente 17% ou menos.

[00302] Subsequentemente, a laminação de acabamento é executada na placa de aço obtida através da laminação de desbaste. No processo de laminação de desbaste, a temperatura de início é ajustada para 1050°C ou mais. Isto é porque à medida que a temperatura de início da laminação de desbaste é maior, a recristalização dinâmica durante a laminação é promovida, e a textura que aumenta a intensidade do plano {211}, a textura que é formada

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66/129 devido a reduzir repetidamente a placa de aço em um estado de nãorecristalização é diminuída, e assim a intensidade do plano {211} intensamente necessitada na presente invenção (2,4 ou menos) pode ser obtida. Para também suprimir a intensidade do plano {211}, a temperatura de início da laminação de acabamento é preferivelmente ajustada para 1100°C ou mais.

[00303] Além disso, no processo de laminação de acabamento, a temperatura de término é ajustada para não menos que Ar3 + 130°C nem mais que Ar3 + 230°C. Quando a temperatura de término da laminação de acabamento é menor que Ar3 + 130°C, a textura laminada no estado de não recristalização para ser a causa do aumento da intensidade do plano {211} permanece, e a intensidade do plano {211} necessária na presente invenção (2,4 ou menos) não pode ser obtida facilmente. Por outro lado, quando a temperatura de término da laminação de acabamento excede Ar3 + 230°C, os g rãos são excessivamente embrutecidos e o tamanho médio do grão necessário na presente invenção (6 pm ou menos) não pode ser obtido facilmente. Portanto, a temperatura de término da laminação de acabamento é ajustada para ser não menos que Ar3 + 130°C nem maior que Ar3 + 230°C. Para também suprimir a inten sidade do plano {211}, a temperatura de término da laminação de acabamento é preferivelmente Ar3 + 150°C ou maior, [00304] e é mais preferivelmente Ar3 + 160°C ou mai or. Além disso, para também diminuir o tamanho médio de grão da microestrutura, a temperatura de término da laminação de acabamento é preferivelmente Ar3 + 200°C ou menos. E é mais preferivelmente Ar3 + 175°C ou menos.

[00305] Note que Ar3 pode ser obtido da Expressão Matemática 11 abaixo.

[Expressão Matemática 7]

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Ar3=868-396x[C]+25x[Si]-68x[Mu]-36x[Ni]-21x[Cu]-25x[Cr]+30x[Mo]

... (Expressão Matemática 11) [00306] ([C] indica o teor de C (% em massa), [Si] indica o teor de

Si (% em massa), [Mn] indica o teor de Mn (% em massa), [Ni] indica o teor de Ni (% em massa), [Cu] indica o teor de Cu (% em massa), [Cr] indica o teor de Cr (% em massa), e [Mo] indica o teor de Mo (% em massa).) [00307] Além disso, a temperatura de término FT da laminação de acabamento preferivelmente satisfaz a Expressão Matemática 12 abaixo conforme o teor de Nb e o teor de B. Isto é porque no caso em que a Expressão Matemática 12 é satisfeita, a intensidade do plano {211} e o tamanho médio do grão são particularmente suprimidos. [Expressão Matemática 8] 848+2i67x[Nb]+40353x[B]<FT<955+i389x[Nb]... (Expressão Matemática 12) [00308] ([Nb] indica o teor de Nb (% em massa) e [B] indica o teor de B (% em massa).) [00309] Subsequentemente, a chapa de aço obtida através do processo de laminação de acabamento [e resfriada em uma mesa de saída ou similar. Nesse processo de resfriamento, a taxa de resfriamento [e ajustada para 15O/s ou mais. Isto é porque quando a taxa de resfriamento é menor que lõO/s, a perlita que provoca a deterioração do Àave da razão de expansão de furo, etc., é formada e, além disso, o tamanho médio de grão da microestrutura é aumentado para deteriorar a temperatura de transição de aparecimento de trinca. Como resultado, a capacidade de expansão de furo e a propriedade de trinca não são passíveis de serem obtidas. Portanto, a taxa de resfriamento é preferivelmente ajustada para ser não menos que 15O/s nem mais que 20°C/s.

[00310] Além disso, no processo de resfriamento, para tornar fino o precipitado tal como TiC para obter a chapa de aço laminada a quente

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68/129 mais excelente e, resistência à tração, um processo de resfriamento de três etapas, como será explicado a seguir, é preferivelmente executado. No processo de resfriamento de três etapas, por exemplo, é executada a primeira etapa do resfriamento com a taxa de resfriamento ajustada para 20°C/s ou mais, subsequentemente é executada a segunda etapa do resfriamento com a taxa de resfriamento ajustada para 15°C/s ou menos em uma zona de temperatura não menor que 550°C nem maior que 650°C , e subsequentemente é executada a terceira etapa de resfriamento com a taxa de resfriamento ajustada para 20°C/s ou mais .

[00311] A razão porque na primeira etapa de resfriamento no processo de resfriamento de três etapas, a taxa de resfriamento é ajustada para 20°C/s ou mais é porque quando a taxa de resfriamento é menor que a taxa de resfriamento acima, é passível de ser formada a perlita que provoca a deterioração do Àave da razão de expansão de furo e similares.

[00312] A razão porque, na segunda etapa do resfriamento no processo de resfriamento de três etapas, a taxa de resfriamento é ajustada para 15°C/s ou menos é porque quando a taxa de resfriamento é maior que a taxa de resfriamento acima, os precipitados finos não são passíveis de precipitar suficientemente. Além disso, a razão porque a zona de temperatura onde esse resfriamento é executado é ajustada para 550°C ou mais é porque qu ando a zona de temperatura é menor que a temperatura acima, o efeito de precipitar finamente TiC por um curto período de tempo é diminuído. Além disso, a razão porque a zona de temperatura onde esse resfriamento é executado é ajustada para 650°C ou menos é porque q uando a zona de temperatura é maior que a temperatura acima, os pre4cipitados tais como TiC precipitam brutamente, e uma resistência à tração suficiente não é passível de ser obtida. A razão é também porque perlita é

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69/129 formada em uma zona de temperatura que excede 650°C para ser passível de deteriorar a capacidade de expansão de furo. A duração desse resfriamento é desejavelmente ajustada para ser não mais que 1 segundo nem menos que 5 segundos. Isto é porque quando ele excede 5 segundos, reciprocamente os precipitados precipitam brutamente para provocar a deterioração da resistência à tração. Isto é também porque quando a duração desse resfriamento excede 5 segundos, perlita é formada para ser passível de deteriorar a capacidade de expansão de furo.

[00313] A razão porque na terceira etapa do resfriamento no processo de resfriamento de três etapas, a taxa de resfriamento é ajustada para 20°C/s ou mais é porque a menos que o resfriamento seja executado imediatamente após a segunda etapa do resfriamento, os precipitados precipitam brutamente para serem passíveis de provocar a deterioração da resistência à tração. Além disso, a razão é também porque quando essa taxa de resfriamento é menor que 20°C/s, é formada perlita para ser passível de dete riorar a capacidade de expansão de furo.

[00314] Incidentalmente, em cada um dos processos de resfriamento, a taxa de resfriamento de 30°C/s ou mais pode ser alcançada, por exemplo, por resfriamento a água, resfriamento por névoa, ou similares, e a taxa de resfriamento de 15°C/s ou menos pode ser alcançada, por exemplo, por resfriamento a ar.

[00315] Subsequentemente, a chapa de aço resfriada pelo processo de resfriamento ou pelo processo de resfriamento de três etapas é bobinada por um equipamento de bobinamento ou similar. Nesse processo de resfriamento, a chapa de aço é bobinada em uma zona de temperatura de 640°C ou menos. Isto [e porq ue quando a chapa de aço é bobinada em uma zona de temperatura que excede 640°C, é formada perlita para provocar a deterioração do Àave da

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70/129 razão de expansão de furo, etc. Além, disso, o TiC precipita excessivamente para diminuir a solução sólida de C, e assim o descascamento provocado pela perfuração ocorre facilmente.

[00316] Incidentalmente, a temperatura de bobinamento CT é preferivelmente ajustada de acordo com o teor de B e o teor de Nb, e em um caso do teor de B ser menor que 0,0002%, a temperatura de bobinamento CT é preferivelmente ajustada para 540°C ou menos. Além disso, no caso de o teor de B ser não menos que 0,0002% nem mais que 0,002%, se o teor de Nb for não menos que 0,005% nem mais que 0,06%, a temperatura de bobinamento CT é preferivelmente ajustada para 560Ό ou menos, e se o teor de Nb for 0,001% ou mais e menos de 0,005%, a temperatura de bobinamento CT é preferivelmente ajustada para 640Ό ou menos. Isto é porque de acordo com o teor de B e o teor de Nb, a densidade no contorno de grão de solução sólida de B e similares pode mudar. Além disso, a temperatura de bobinamento CT preferivelmente satisfaz a Expressão Matemática 13 abaixo. Isto é porque no caso da Expressão Matemática 13 ser satisfeita, uma resistência à tração mais alta pode ser obtida.

[Expressão Matemática 9]

4863

8.12XeFT+273<Ci (Expressão Matemática 13) [00317] (FT indica a temperatura de término (Ό) da laminação de acabamento) [00318] Dessa maneira, é possível produzir a chapa de aço laminada a quente de alta resistência conforme a primeira configuração.

[00319] Incidentalmente, após o processo de laminação a quente ser terminado, a laminação de passagem de pele pode também ser executada. Pela execução da laminação de passagem de pele, é possível melhorar a ductilidade pela introdução de deslocamento

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71/129 móvel e para corrigir a forma da chapa de aço, por exemplo. Além disso, após o processo de laminação a quente ser terminado, carepas presas à superfície da chapa de aço laminada a quente podem também ser removidas por decapagem. Além disso, após a laminação a quente ser terminada ou após a decapagem ser terminada, a laminação de passagem de pele ou a laminação a frio podem também ser executadas na chapa de aço obtida alinhada ou de forma desalinhada.

[00320] Além disso, após o processo de laminação a quente ser terminado, o revestimento pode ser executado por um método de imersão a quente para melhorar a resistência à corrosão da chapa de aço. Além disso, em adição à imersão a quente, a ligação pode ser executada.

(Segunda Configuração) [00321] A seguir, será explicada a segunda configuração da presente invenção. Uma chapa de aço laminada a quente de acordo com a segunda configuração difere daquela de acordo com a primeira configuração no ponto em que uma quantidade predeterminada de V está contida e o Nb dificilmente está contido. Os outros pontos são os mesmos da primeira configuração.

[00322] V: 0,001% a 0,2% [00323] V é um elemento que precipita finamente como VC para contribuir para a melhoria da resistência à tração da chapa de aço pelo reforço da precipitação. Quando o teor de V é menor que 0,001%, pode ser difícil obter a resistência à tração suficiente. Além disso, o V tem um efeito de aumentar o valor n (coeficiente de endurecimento do trabalho) sendo um dos índices da capacidade de conformação. Por outro lado, quando o teor de V excede 0,2%, os efeitos são saturados e a eficiência econômica é deteriorada. Assim, o teor de V é ajustado para ser não menos que 0,001% nem mais que 0,2%. Além disso,

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72/129 para também melhorar o efeito descrito acima de melhorar a resistência à tração e similares, o teor de V é preferivelmente 0,05% ou mais, e é mais preferivelmente 0,07% ou mais. Além disso, em consideração da eficiência econômica, o teor de V é preferivelmente 0,1% ou menos, e é mais preferivelmente 0,09% ou menos.

[00324] Nb: menos de 0,01% (não incluindo 0%) [00325] Como foi explicado na primeira configuração, o Nb contribui para a melhoria da resistência à tração. Entretanto, nessa configuração, V está contido, de forma que quando o teor de Nb é 0,01% ou mais, a razão da intensidade aleatória de raio-x do plano {211} aumenta excessivamente para ser passível de deteriorar o Àave da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy. Portanto, o teor de Nb é ajustada para ser menos de 0,01%.

[00326] Note que é possível produzir a chapa de aço laminada a quente conforme a segunda configuração por um método similar àquele da primeira configuração.

[Exemplo] [00327] A seguir serão explicadas experiências conduzidas pelos presentes inventores. Condições, etc., nessas experiências são exemplos empregados para confirmar a aplicabilidade e os efeitos da presente invenção, e a presente invenção não é limitada a essas a esses exemplos.

Primeira Experiência [00328] Inicialmente, foram obtidos aços fundidos contendo as composições de aço 1A1 a 3C11 listadas na Tabela 4. Cada um dos aços fundidos foi produzido através da execução de fusão e refino secundário em um conversor de aço. O refino secundário foi executado em um RH (Ruhrstahl-Heraeus), e a dessulfuração foi executada com um material de dessulfuração à base de CaO-CaF2

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MgO adicionado conforme preciso. Em algumas das composições de aço, para evitar que o material de dessulfuração para ser inclusão estendia permaneça, a dessulfuração não foi executada e o processo foi avançado de maneira a manter inalterado o teor de S obtido após o refino primário em um conversor de aço. De cada um dos aços fundidos, foi obtida uma placa de aço através de lingotamento contínuo. Posteriormente, a laminação a quente foi executada sob as condições listadas na Tabela 5, e assim foram obtidas chapas de aço laminadas a quente tendo cada uma tendo uma espessura de 2,9 mm. Valores característicos da microestrutura, da textura, e das inclusões das chapas de aço laminadas a quente obtidas estão listadas na Tabela 6, e as propriedades mecânicas das chapas de aço laminadas a quente estão listadas na Tabela 7. Os métodos de medir a microestrutura, a textura, e as inclusões, e os métodos de medição das propriedades mecânicas estão descritos acima. Incidentalmente na avaliação da capacidade de expansão de furo, 20 corpos de prova foram feitos a partir de uma amostra de aço única. Cada dado sublinhado nas Tabelas 4 à Tabela 7 indica que o valor está fora da faixa da presente invenção, ou nenhum valor característico é obtido.

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Tabela 4

COMPOSI ÇÃO DO AÇO	COMPONENTE QUÍMICO (UNIDADE: % EM MASSA)
C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	terras raras (REM)	Ca	Nb	*1	*2	OUTROS ELEMENTOS
1A1	0,040	1,10	1,25	0,007	0,0030	0,023	0,0021	0,13	0,0040	0,0038	0,040	48,66	0,30	-
1A2	0,035	1,20	1,2	0,008	0,0010	0,020	0,0025	0,13	0,0025	0,0020	0,038	119,24	0,36	-
1A3	0,042	0,90	1,35	0,011	0,0040	0,029	0,0029	0,18	0,0000	0,0000	0,040	30,00	M	-
1A4	0,037	1,80	0,7	0,009	0,0010	0,026	0,0021	0,12	0,0000	0,0000	0,038	80,00	M	-
1A5	0,045	1,20	1,05	0,01	0,0040	0,028	0,0020	0,18	0,0000	0,0003	0,035	30,90	0,00	-
1A6	0,060	1,00	1,25	0,011	0,0010	0,025	0,0029	0,18	0,0000	0,0004	0,038	124,80	0,00	-
1A7	0,041	0,10	1,85	0,012	0,0030	0,025	0,0027	0,13	0,0050	0,0000	0,011	34,60	M	-
1A8	0,040	0,10	1,87	0,008	0,0035	0,028	0,0029	0,13	0,0050	0,0003	0,020	30,69	4,76	-
1B	0,041	1,05	1,25	0,01	0,0044	0,024	0,0029	0,13	0,0040	0,0038	0,054	33,18	0,30	-
1C	0,038	1,41	1,35	0,011	0,0045	0,027	0,0028	0,14	0,0040	0,0034	0,005	32,86	0,34	-
1D	0,039	1,45	1,51	0,012	0,0035	0,021	0,0026	0,048	0,0055	0,0050	0,040	31,67	0,31	-
1E	0,028	0,85	1,25	0,012	0,0040	0,023	0,0024	0,12	0,0040	0,0037	0,040	34,53	0,31	-
1F	0,041	0,89	1,27	0,008	0,0040	0,021	0,0022	0,11	0,0040	0,0038	0,038	33,16	0,30	B:0,0034
1G	0,045	0,94	1,26	0,006	0,0040	0,028	0,0029	0,13	0,0040	0,0037	0,039	36,20	0,31	B:0,0017

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COMPOSI ÇÃO DO AÇO	COMPONENTE QUÍMICO (UNIDADE: % EM MASSA)
C 0,048	Si 0,98	Mn 1,15	P 0,005	S 0,0040	Al 0,022	N 0,0025	Ti 0,14	terras raras (REM) 0,0100	Ca 0,0000	Nb 0,035	*1 31,90	*2	OUTROS ELEMENTOS
1H		Cr:0,1, Mo:0,05
1I	0,040	1,12	1,05	0,011	0,0040	0,025	0,0022	0,13	0,0000	0,0050	0,037	36,67	0,00	-
1J	0,041	1,20	1,25	0,012	0,0040	0,027	0,0025	0,13	0,0000	0,0040	0,040	33,67	0,00	-
1K	0,042	1,10	1,15	0,009	0,0040	0,021	0,0024	0,12	0,0010	0,0031	0,035	30,16	0,09	-
1L	0,035	1,08	1,25	0,011	0,0040	0,029	0,0023	0,11	0,0020	0,0042	0,035	32,65	0,14	-
1M	0,039	1,05	1,24	0,012	0,0040	0,027	0,0027	0,13	0,0032	0,0044	0,035	37,61	0,21	-
1N	0,040	1,15	1,18	0,014	0,0040	0,020	0,0026	0,14	0,0034	0,0040	0,040	38,25	0,24	-
1O	0,037	0,90	1,21	0,008	0,0038	0,022	0,0020	0,12	0,0027	0,0025	0,040	31,38	0,31	Cu:0,2, Ni:0,1
1P	0,039	0,89	1,22	0,009	0,0040	0,024	0,0029	0,13	0,0031	0,0024	0,035	31,52	0,37	V:0.02
1Q	0,042	0,95	1,18	0,011	0,0040	0,023	0,0024	0,11	0,0055	0,0040	0,032	35,05	0,39	-
1R	0,041	1,02	1,2	0,012	0,0035	0,024	0,0023	0,13	0,0038	0,0035	0,040	40,48	0,31	-
1S	0,040	1,00	1,21	0,014	0,0043	0,026	0,0021	0,12	0,0032	0,0032	0,040	30,09	0,29	-
1T	0,041	1,03	1,22	0,009	0,0072	0,024	0,0022	0,13	0,0034	0,0041	0,040	20,49	0,24	-
1U	0,035	1,20	1,1	0,008	0,0100	0,025	0,0021	0,13	0,0015	0,0023	0,035	11,94	0,19	-
1U2	0,041	1,10	1,3	0,009	0,0021	0,026	0,0028	0,12	0,0020	0,0018	0,010	51,65	0,32	-

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COMPOSI COMPONENTE QUÍMICO (UNIDADE: % EM MASSA)

ÇÃO DO AÇO	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	terras raras (REM)	Ca	Nb	*1	*2	OUTROS ELEMENTOS
1W1	0,038	0,05	1,95	0,011	0,0040	0,030	0,0024	0,13	0,0032	0,0022	0,040	31,01	0,42
1W2	0,039	0,10	1,85	0,012	0,0038	0,023	0,0030	0,12	0,0031	0,0024	0,040	31,43	0,37
1W3	0,040	0,08	2,05	0,008	0,0040	0,024	0,0026	0,13	0,0030	0,0026	0,038	32,04	0,33
3C1	0,015	1,10	1,85	0,007	0,0031	0,023	0,0047	0,13	0,0041	0,0038	0,040	47,20	0,31
3C2	0,120	0,50	0,8	0,008	0,0029	0,025	0,0031	0,135	0,0040	0,0036	0,040	50,66	0,32
3C3	0,045	0,0005	1,75	0,006	0,0030	0,029	0,0035	0,14	0,0042	0,0037	0,040	50,71	0,32
3C4	0,044	1,70	0,400	0,01	0,0031	0,024	0,0041	0,142	0,0041	0,0038	0,040	49,78	0,31
3C5	0,038	1,00	1,3	0,110	0,0030	0,023	0,0025	0,145	0,0040	0,0036	0,040	51,19	0,32
3C6	0,039	0,95	1,45	0,008	0,011	0,025	0,0029	0,139	0,0110	0,0100	0,040	22,76	0,31
3C7	0,041	1,05	1,25	0,007	0,0030	0,0008	0,0021	0,14	0,0042	0,0037	0,040	50,71	0,32
3C8	0,040	1,04	1,32	0,006	0,0032	0,023	0,021	0,141	0,0041	0,0036	0,040	47,27	0,33
3C9	0,041	1,03	1,33	0,008	0,0030	0,031	0,0040	0,020	0,0040	0,0038	0,040	24,22	0,30
3C10	0,042	1,12	1,28	0,005	0,0033	0,041	0,0038	0,132	0,0040	0,0035	0,0005	43,55	0,33
3C11	0,038	1,10	1,29	0,006	0,0030	0,023	0,0039	0,141	0,0040	0,0038	0,070	51,10	0,30

*1 :([Ti]/48/([S]/32))+([Ca]/40+[REM]/140)/[S]/32*15) (PARÂMETRO Q) *2:([REM]/140)/([Ca]/40)

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Tabela 5

	AÇO N;°	COM POSI ÇÃO DE AÇO	TEMPERA TURA DE TRANSFO RMAÇÃO AR3	CONDIÇÕES DE PRODUÇÃO
MATERIA L DE DESSUL FURAÇÃ O NO REFINO SECUND ÁRIO	AQUECIME NTO	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%) NA LAMINAÇÃO DE DESBASTE	LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAME NTO
TEMPERAT URA DE AQUECIME NTO (°C)	ZONA DE TEMPERA TURA EXCEDEN DO 1150°C	ZONA DE TEMPERA TURA DE 1150°C OU MENOS	TEMPERA TURA DE INÍCIO (°C)	TEMPER ATURA DE TÉRMIN O (°C)	TAXA DE RESFRIA MENTO (°C/S)	RESFRIAM ENTO DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÕES PARA O SEGUNDO RESFRIAMEN TO	TEMPERAT URA DE BOBINAME NTO (°C)
EXEMPLO	1-1-1	1A1	795	SEM	1250	65	21	1072	947	29	SEM	SEM	483
EXEMPLO	1-1-2	1A2	803	COM	1250	65	21	1074	949	30	SEM	SEM	479
EXEMPLO	1-1-3	1A3	782	SEM	1250	65	21	1071	955	33	SEM	SEM	475
EXEMPLO	1-1-4	1A4	851	COM	1250	65	21	1077	985	27	COM	TAXA DE RESFRIAMEN TO:10°C/S, 580~550°C	475
EXEMPLO	1-1-5	1A5	809	SEM	1250	65	21	1075	948	32	SEM	SEM	481
EXEMPLO	1-1-6	1A6	784	COM	1250	65	21	1071	953	35	SEM	SEM	483
EXEMPLO	1-1-7	1A7	728	SEM	1250	65	21	1072	951	31	COM	TAXA DE RESFRIAMEN TO:10°C/S, 650~620°C	480
EXEMPLO	1-1-8	1A8	728	SEM	1250	65	21	1074	951	31	SEM	SEM	483

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	AÇO N;°	COM POSI ÇÃO DE AÇO	TEMPERA TURA DE TRANSFO RMAÇÃO AR3	CONDIÇÕES DE PRODUÇÃO
MATERIA L DE DESSUL FURAÇÃ O NO REFINO SECUND ÁRIO	AQUECIME NTO	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%) NA LAMINAÇÃO DE DESBASTE	LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAME NTO
TEMPERAT URA DE AQUECIME NTO (°C)	ZONA DE TEMPERA TURA EXCEDEN DO 1150°C	ZONA DE TEMPERA TURA DE 1150°C OU MENOS	TEMPERA TURA DE INÍCIO (°C)	TEMPER ATURA DE TÉRMIN O (°C)	TAXA DE RESFRIA MENTO (°C/S)	RESFRIAM ENTO DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÕES PARA O SEGUNDO RESFRIAMEN TO	TEMPERAT URA DE BOBINAME NTO (°C)
EXEMPLO	1-2	1B	793	SEM	1250	65	21	1078	950	31	SEM	SEM	481
EXEMPLO	1-3	1C	796	SEM	1250	65	21	1078	952	27	SEM	SEM	479
EXEMPLO	1-4	1D	786	SEM	1250	65	21	1072	947	30	SEM	SEM	479
EXEMPLO	1-5	1E	793	SEM	1250	65	21	1074	952	26	SEM	SEM	477
EXEMPLO	1-6	1F	788	SEM	1250	65	21	1073	954	28	SEM	SEM	484
EXEMPLO	1-7	1G	788	SEM	1250	65	21	1080	952	30	SEM	SEM	483
EXEMPLO	1-8	1H	795	SEM	1250	65	21	1073	952	31	SEM	SEM	481
EXEMPLO	1-9	1I	809	SEM	1250	65	21	1072	952	28	SEM	SEM	480
EXEMPLO	1-10	1J	797	SEM	1250	65	21	1071	951	31	SEM	SEM	478
EXEMPLO	1-11	1K	801	SEM	1250	65	21	1078	951	34	SEM	SEM	478
EXEMPLO	1-12	1L	796	SEM	1250	65	21	1073	950	30	SEM	SEM	485
EXEMPLO	1-13	1M	794	SEM	1250	65	21	1079	951	33	SEM	SEM	478
EXEMPLO	1-14	1N	801	SEM	1250	65	21	1078	953	29	SEM	SEM	475
EXEMPLO	1-15	1O	794	SEM	1250	65	21	1070	954	30	SEM	SEM	477

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	AÇO N;°	COM POSI ÇÃO DE AÇO	TEMPERA TURA DE TRANSFO RMAÇÃO AR3	CONDIÇÕES DE PRODUÇÃO
MATERIA L DE DESSUL FURAÇÃ O NO REFINO SECUND ÁRIO	AQUECIME NTO	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%) NA LAMINAÇÃO DE DESBASTE	LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAME NTO
TEMPERAT URA DE AQUECIME NTO (°C)	ZONA DE TEMPERA TURA EXCEDEN DO 1150°C	ZONA DE TEMPERA TURA DE 1150°C OU MENOS	TEMPERA TURA DE INÍCIO (°C)	TEMPER ATURA DE TÉRMIN O (°C)	TAXA DE RESFRIA MENTO (°C/S)	RESFRIAM ENTO DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÕES PARA O SEGUNDO RESFRIAMEN TO	TEMPERAT URA DE BOBINAME NTO (°C)
EXEMPLO	1-16	1P	792	SEM	1250	65	21	1077	952	32	SEM	SEM	484
EXEMPLO	1-17	1Q	795	SEM	1250	65	21	1072	947	27	SEM	SEM	483
EXEMPLO	1-18	1R	796	SEM	1250	65	21	1079	949	28	SEM	SEM	475
EXEMPLO	1-19	1S	795	SEM	1250	65	21	1072	953	33	SEM	SEM	485
Ex. Comp.	1-20	1T	795	SEM	1250	65	21	1073	946	32	SEM	SEM	477
Ex. Comp.	1-21	1U	809	SEM	1250	65	21	1070	947	25	SEM	SEM	475
EXEMPLO	1-22	1U2	791	SEM	1250	71	21	1070	947	25	SEM	SEM	480
EXEMPLO	1-23-1	1W1	722	SEM	1250	65	21	1070	947	28	SEM	SEM	481
EXEMPLO	1-23-2	1W2	729	SEM	1250	65	21	1076	947	34	SEM	SEM	478
EXEMPLO	1-23-3	1W3	715	SEM	1250	65	21	1078	945	31	SEM	SEM	483
EXEMPLO	1-27	1A1	795	SEM	1150	65	21	1078	949	26	SEM	SEM	479
Ex. Comp.	1-28-0	1A1	795	SEM	1250	75	11	1079	951	27	SEM	SEM	484
EXEMPLO	1-28-1	1A1	795	SEM	1250	70	16	1072	945	35	SEM	SEM	481
Ex. Comp.	1-28-2	1A1	795	SEM	1250	58	28	1080	948	34	SEM	SEM	478

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	AÇO N;°	COM POSI ÇÃO DE AÇO	TEMPERA TURA DE TRANSFO RMAÇÃO AR3	CONDIÇÕES DE PRODUÇÃO
MATERIA L DE DESSUL FURAÇÃ O NO REFINO SECUND ÁRIO	AQUECIME NTO	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%) NA LAMINAÇÃO DE DESBASTE	LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAME NTO
TEMPERAT URA DE AQUECIME NTO (°C)	ZONA DE TEMPERA TURA EXCEDEN DO 1150°C	ZONA DE TEMPERA TURA DE 1150°C OU MENOS	TEMPERA TURA DE INÍCIO (°C)	TEMPER ATURA DE TÉRMIN O (°C)	TAXA DE RESFRIA MENTO (°C/S)	RESFRIAM ENTO DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÕES PARA O SEGUNDO RESFRIAMEN TO	TEMPERAT URA DE BOBINAME NTO (°C)
EXEMPLO	1-28-3	1A1	795	SEM	1250	61	25	1072	952	26	SEM	SEM	482
EXEMPLO	1-28-4	1A1	795	SEM	1248	67	10	1076	946	27	SEM	SEM	482
Ex. Comp.	1-28-5	1A1	795	SEM	1249	70	5	1072	949	27	SEM	SEM	483
Ex. Comp.	1-30	1A1	795	SEM	1250	65	21	1000	940	30	SEM	SEM	483
Ex. Comp.	1-31	1A1	795	SEM	1250	65	21	1074	820	34	SEM	SEM	484
Ex. Comp.	1-32	1A1	795	SEM	1250	65	21	1070	1030	26	SEM	SEM	476
Ex. Comp.	1-33	1A1	795	SEM	1250	65	21	1075	940	14	SEM	SEM	480
Ex. Comp.	1-34	1A1	795	SEM	1250	65	21	1075	940	30	SEM	SEM	650
Ex. Comp.	3-1	3C1	764	SEM	1200	65	21	1080	950	29	SEM	SEM	460
Ex. Comp.	3-2	3C2	779	SEM	1220	65	21	1090	960	35	SEM	SEM	520
Ex. Comp.	3-3	3C3	731	SEM	1250	65	21	1075	945	15	SEM	SEM	500
Ex. Comp.	3-4	3C4	866	SEM	1250	65	21	1130	1000	25	SEM	SEM	510
Ex. Comp.	3-5	3C5	790	SEM	1250	65	21	1070	940	20	SEM	SEM	530
Ex. Comp.	3-6	3C6	778	SEM	1250	65	21	1070	940	20	SEM	SEM	500

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	AÇO N;°	COM POSI ÇÃO DE AÇO	TEMPERA TURA DE TRANSFO RMAÇÃO AR3	CONDIÇÕES DE PRODUÇÃO
MATERIA L DE DESSUL FURAÇÃ O NO REFINO SECUND ÁRIO	AQUECIME NTO	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%) NA LAMINAÇÃO DE DESBASTE	LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAME NTO
TEMPERAT URA DE AQUECIME NTO (°C)	ZONA DE TEMPERA TURA EXCEDEN DO 1150°C	ZONA DE TEMPERA TURA DE 1150°C OU MENOS	TEMPERA TURA DE INÍCIO (°C)	TEMPER ATURA DE TÉRMIN O (°C)	TAXA DE RESFRIA MENTO (°C/S)	RESFRIAM ENTO DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÕES PARA O SEGUNDO RESFRIAMEN TO	TEMPERAT URA DE BOBINAME NTO (°C)
Ex. Comp.	3-7	3C7	793	SEM	1250	65	21	1085	955	40	SEM	SEM	490
Ex. Comp.	3-8	3C8	788	SEM	1250	65	21	1095	965	20	SEM	SEM	500
Ex. Comp.	3-9	3C9	787	SEM	1250	65	21	1100	970	25	SEM	SEM	490
Ex. Comp.	3-10	3C10	792	SEM	1250	65	21	1080	950	22	SEM	SEM	510
Ex. Comp.	3-11	3C11	793	SEM	1250	65	21	1070	940	30	SEM	SEM	520

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Tabela 6

	AÇO N°	COMP OSIÇÃ O DE AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE PRINCIPALMENTE OBSERVADA	MARTENSIT A EM FORMA DE ILHA	TAMAN HO MÉDIO DE GRÃO (Mm)	PRECIPITAD O BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDA DE ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO MÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/DIÂM ETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENTO NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EXEMPLO	1-1-1	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,22	AUSÊNCIA	O	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO
EXEMPLO	1-1-2	1A2	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,25	AUSÊNCIA	2,30	1,5	0,04	ALUMINATO DE CÁLCIO, MATERIAL RESÍDUO DE DESSULFURAÇÃO
EXEMPLO	1-1-3	1A3	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,22	AUSÊNCIA	2,25	1,0	0,00	AUSÊNCIA
EXEMPLO	1-1-4	1A4	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,16	AUSÊNCIA	2,32	1,5	0,02	MATERIAL RESÍDUO DE DESSULFURAÇÃO
EXEMPLO	1-1-5	1A5	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,19	AUSÊNCIA	2,31	4,5	0,00	AUSÊNCIA
EXEMPLO	1-1-6	1A6	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,20	AUSÊNCIA	2,27	4,5	0,02	MATERIAL RESÍDUO DE DESSULFURAÇÃO
EXEMPLO	1-1-7	1A7	FERRITA-BAINITA	AUSÊNCIA	3,19	AUSÊNCIA	2,00	1,0	0,00	AUSÊNCIA
EXEMPLO	1-1-8	1A8	FERRITA-BAINITA	AUSÊNCIA	3,20	AUSÊNCIA	2,05	1,0	0,00	AUSÊNCIA
EXEMPLO	1-2	1B	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,16	AUSÊNCIA	2,40	3,0	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO,Cãs
EXEMPLO	1-3	1C	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	5,5	AUSÊNCIA	2,27	2,8	0,14	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-4	1D	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,21	AUSÊNCIA	2,32	2,9	0,18	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS

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	AÇO N°	COMP OSIÇÃ O DE AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE PRINCIPALMENTE OBSERVADA	MARTENSIT A EM FORMA DE ILHA	TAMAN HO MÉDIO DE GRÃO (Mm)	PRECIPITAD O BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDA DE ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO MÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/DIÂM ETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENTO NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EXEMPLO	1-5	1E	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	5,5	AUSÊNCIA	2,27	3,0	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-6	1F	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,18	AUSÊNCIA	2,38	3,0	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-7	1G	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,22	AUSÊNCIA	2,27	3,0	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-8	1H	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,21	AUSÊNCIA	2,27	1,0	0,00	AUSÊNCIA
EXEMPLO	1-9	1I	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,17	AUSÊNCIA	2,28	8,0	0,13	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-10	1J	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,21	AUSÊNCIA	2,29	8,0	0,19	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-11	1K	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,18	AUSÊNCIA	2,28	7,0	0,23	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-12	1L	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,20	AUSÊNCIA	2,29	5,8	0,14	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-13	1M	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,17	AUSÊNCIA	2,28	4,8	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-14	1N	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,25	AUSÊNCIA	2,26	4,0	0,11	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-15	1O	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,19	AUSÊNCIA	2,26	2,8	0,21	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-16	1P	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,22	AUSÊNCIA	2,27	2,0	0,20	ALUMINATO DE CÁLCIO
EXEMPLO	1-17	1Q	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,20	AUSÊNCIA	2,31	1,0	0,10	ALUMINATO DE CÁLCIO

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 87/161

	AÇO N°	COMP OSIÇÃ O DE AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE PRINCIPALMENTE OBSERVADA	MARTENSIT A EM FORMA DE ILHA	TAMAN HO MÉDIO DE GRÃO (pm)	PRECIPITAD O BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDA DE ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO MÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/DIÂM ETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENTO NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EXEMPLO	1-18	1R	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,2	AUSÊNCIA	2,30	1,0	0,00	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-19	1S	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,2	AUSÊNCIA	2,26	3,0	0,25	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
Ex. Comp.	1-20	1T	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,2	AUSÊNCIA	2,32	4,0	0,40	ALUMINATO DE CÁLCIO, MnS
Ex. Comp.	1-21	1U	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,15	AUSÊNCIA	2,25	9,0	0,30	MnS
Ex. Comp.	1-22	1U2	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,50	AUSÊNCIA	2,20	9,0	0,15	MnS
EXEMPLO	1-23-1	1W1	FERRITA-BAINITA	AUSÊNCIA	3,15	AUSÊNCIA	2,32	1,3	0,24	ALUMINATO DE CÁLCIO
EXEMPLO	1-23-2	1W2	FERRITA-BAINITA	AUSÊNCIA	3,16	AUSÊNCIA	2,31	1,0	0,23	ALUMINATO DE CÁLCIO
EXEMPLO	1-23-3	1W3	FERRITA-BAINITA	AUSÊNCIA	3,18	AUSÊNCIA	2,31	2,1	0,20	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-27	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,24	AUSÊNCIA	2,30	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EX. COMP.	1-28-0	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,2	AUSÊNCIA	2,30	9,0	0,48	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-28-1	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,2	AUSÊNCIA	2,30	8,0	0,25	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EX. COMP.	1-28-2	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	2,9	AUSÊNCIA	2,50	3,0	0,25	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EXEMPLO	1-28-3	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,2	AUSÊNCIA	2,40	2,9	0,24	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS

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	AÇO N°	COMP OSIÇÃ O DE AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE PRINCIPALMENTE OBSERVADA	MARTENSIT A EM FORMA DE ILHA	TAMAN HO MÉDIO DE GRÃO (pm)	PRECIPITAD O BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDA DE ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO MÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/DIÂM ETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENTO NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EXEMPLO	1-28-4	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	5	AUSÊNCIA	2,30	5,0	0,15	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
Ex. Comp.	1-28-5	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	7	AUSÊNCIA	2,25	7,0	0,20	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EX. COMP.	1-30	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	2,7	AUSÊNCIA	2,60	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EX. COMP.	1-31	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	2,7	AUSÊNCIA	3,46	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EX. COMP.	1-32	1A1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	5,1	AUSÊNCIA	1,84	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EX. COMP.	1-33	1A1	FERRITA-BAINITAPERLITA	AUSÊNCIA	3,7	AUSÊNCIA	2,38	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EX. COMP.	1-34	1A1	FERRITA-BAINITAPERLITA	AUSÊNCIA	3,9	AUSÊNCIA	2,38	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO,CaS
EX. COMP.	3-1	3C1	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	7,80	AUSÊNCIA	2,10	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO
EX. COMP.	3-2	3C2	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	2,80	CEMENTITA NO CONTORNO DE GRÃO	2,35	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO
EX. COMP.	3-3	3C3	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,30	CEMENTITA NO CONTORNO DE GRÃO	2,15	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 89/161

	AÇO N°	COMP OSIÇÃ O DE AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE PRINCIPALMENTE OBSERVADA	MARTENSIT A EM FORMA DE ILHA	TAMAN HO MÉDIO DE GRÃO (Mm)	PRECIPITAD O BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDA DE ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO MÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/DIÂM ETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENTO NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EX. COMP.	3-4	3C4	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	4,20	CEMENTITA NO CONTORNO DE GRÃO	2,10	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO
EX. COMP.	3-5	3C5	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,20	AUSÊNCIA	2,50	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO
EX. COMP.	3-6	3C6	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,20	AUSÊNCIA	2,31	5,0	0,35	MnS
EX. COMP.	3-7	3C7	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,20	CEMENTITA NO CONTORNO DE GRÃO	2,31	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO
EX. COMP.	3-8	3C8	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,20	TiN	2,25	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO
EX. COMP.	3-9	3C9	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	3,20	AUSÊNCIA	2,31	3,0	0,32	MnS
EX. COMP.	3-10	3C10	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	6,8	AUSÊNCIA	2,00	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO
EX. COMP.	3-11	3C11	FERRITA-BAINITA	PRESENÇA	2,20	AUSÊNCIA	2,5	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO

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Tabela 7

	AÇO N°	COMPOSI ÇÃO DO AÇO	PROPRIEDADES MECÂNICAS
RESISTÊ NCIA À TRAÇÃO (MPa)	TESTE DE EXPANSÃO DE FURO	VALOR n	TESTE DE DOBRAMENTO DE TRÊS PONTOS	TESTE DE IMPACTO CHARPY	DESCASCAMENTO
λ médio (%)	DESVIO PADRÃO σ	Jc (MJ/m2)	T.M. (MJ/m3)	TEMPERATURA DE TRANSIÇÃO DE APARECIMENTO DE TRINCA (°C)	ENERGIA ABSORVIDA CHARPY (J)
EXEMPLO	1-1-1	1A1	790	88	10	0,08	0,85	893	-90	34,8	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-1-2	1A2	800	95	9	0,08	0,94	880	-89	38,8	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-1-3	1A3	790	95	7	0,08	0,94	933	-90	38,8	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-1-4	1A4	790	95	8	0,08	0,94	906	-91	38,8	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-1-5	1A5	790	84	13	0,08	0,80	933	-91	32,6	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-1-6	1A6	790	84	11	0,08	0,80	906	-90	32,6	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-1-7	1A7	790	110	7	0,08	1,13	933	-90	47,4	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-1-8	1A8	790	110	7	0,08	1,13	933	-90	47,4	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-2	1B	790	81	10	0,08	0,76	773	-91	30,9	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-3	1C	785	82	9	0,09	0,78	746	-27	31,4	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-4	1D	785	95	10	0,10	0,94	693	-90	38,8	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-5	1E	785	83	10	0,09	0,79	773	-27	32,0	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-6	1F	790	85	10	0,08	0,81	773	-91	33,1	NENHUM
EXEMPLO	1-7	1G	790	85	10	0,08	0,81	773	-90	33,1	NENHUM
EXEMPLO	1-8	1H	790	103	8	0,08	1,04	933	-90	43,4	LEVE OCORRÊNCIA

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	AÇO N°	COMPOSI ÇÃO DO AÇO	PROPRIEDADES MECÂNICAS
RESISTÊ NCIA À TRAÇÃO (MPa)	TESTE DE EXPANSÃO DE FURO	VALOR n	TESTE DE DOBRAMENTO DE TRÊS PONTOS	TESTE DE IMPACTO CHARPY	DESCASCAMENTO
λ médio (%)	DESVIO PADRÃO σ	Jc (MJ/m2)	T.M. (MJ/m3)	TEMPERATURA DE TRANSIÇÃO DE APARECIMENTO DE TRINCA (°C)	ENERGIA ABSORVIDA CHARPY (J)
EXEMPLO	1-9	1I	790	83	15	0,08	0,79	760	-91	32,0	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-10	1J	790	82	15	0,08	0,78	680	-90	31,4	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-11	1K	790	81	15	0,08	0,76	626	-91	30,9	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-12	1L	790	80	13	0,08	0,75	746	-90	30,3	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-13	1M	790	81	10	0,08	0,76	773	-91	30,9	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-14	1N	790	82	11	0,08	0,78	786	-89	31,4	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-15	1O	790	85	9	0,08	0,81	653	-91	33,1	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-16	1P	790	88	8	0,08	0,85	666	-90	34,8	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-17	1Q	790	100	7	0,08	1,00	800	-90	41,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-18	1R	790	87	8	0,08	0,84	933	-90	34,3	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-19	1S	790	85	10	0,08	0,81	602	-90	33,1	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-20	1T	790	70	18	0,08	0,62	400	-90	24,6	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-21	1U	794	60	20	0,08	0,50	533	-92	18,9	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-22	1U2	794	78	16	0,08	0,73	733	-82	29,1	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-23-1	1W1	790	90	8	0,08	0,88	613	-91	36,0	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-23-2	1W2	790	93	8	0,08	0,91	626	-91	37,7	LEVE OCORRÊN-CIA
EXEMPLO	1-23-3	1W3	790	100	8	0,08	1,00	666	-91	41,7	LEVE OCORRÊNCIA

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	AÇO N°	COMPOSI ÇÃO DO AÇO	PROPRIEDADES MECÂNICAS
RESISTÊ NCIA À TRAÇÃO (MPa)	TESTE DE EXPANSÃO DE FURO	VALOR n	TESTE DE DOBRAMENTO DE TRÊS PONTOS	TESTE DE IMPACTO CHARPY	DESCASCAMENTO
λ médio (%)	DESVIO PADRÃO σ	Jc (MJ/m2)	T.M. (MJ/m3)	TEMPERATURA DE TRANSIÇÃO DE APARECIMENTO DE TRINCA (°C)	ENERGIA ABSORVIDA CHARPY (J)
EXEMPLO	1-27	1A1	774	86	10	0,09	0,83	853	-89	33,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO COMPARA- TIVO	1-28-0	1A1	785	60	18	0,09	0,50	293	-90	18,9	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-28-1	1A1	790	80	10	0,08	0,75	600	-90	30,3	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-28-2	1A1	790	72	10	0,08	0,65	600	-98	25,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-28-3	1A1	790	85	9	0,08	0,81	613	-90	33,1	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	1-28-4	1A1	790	85	9	0,08	0,81	733	-41	33,1	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-28-5	1A1	790	82	10	0,08	0,78	666	14	31,4	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-30	1A1	802	73	10	0,08	0,66	853	-104	26,3	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-31	1A1	810	65	10	0,07	0,56	853	-104	21,7	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-32	1A1	785	80	10	0,08	0,75	853	-38	30,3	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-33	1A1	775	74	10	0,08	0,67	853	-77	26,9	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	1-34	1A1	790	70	9	0,08	0,62	853	-71	24,6	OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-1	3C1	785	90	8	0,08	0,88	893	36	36	OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-2	3C2	810	65	10	0,08	0,56	893	-101	22	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-3	3C3	785	75	10	0,08	0,69	893	-87	27	LEVE OCORRÊNCIA

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	AÇO N°	COMPOSI ÇÃO DO AÇO	PROPRIEDADES MECÂNICAS
RESISTÊ NCIA À TRAÇÃO (MPa)	TESTE DE EXPANSÃO DE FURO	VALOR n	TESTE DE DOBRAMENTO DE TRÊS PONTOS	TESTE DE IMPACTO CHARPY	DESCASCAMENTO
λ médio (%)	DESVIO PADRÃO σ	Jc (MJ/m2)	T.M. (MJ/m3)	TEMPERATURA DE TRANSIÇÃO DE APARECIMENTO DE TRINCA (°C)	ENERGIA ABSORVIDA CHARPY (J)
Ex. Comp.	3-4	3C4	784	76	10	0,08	0,70	893	-63	28	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-5	3C5	790	70	10	0,08	0,62	893	-90	25	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-6	3C6	790	75	16	0,08	0,69	466	-90	27	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-7	3C7	786	75	10	0,08	0,69	893	-90	27	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-8	3C8	784	76	10	0,08	0,70	893	-90	28	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-9	3C9	760	75	10	0,08	0,69	506	-90	27	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-10	3C10	775	88	10	0,08	0,85	893	8	35	LEVE OCORRÊNCIA
Ex. Comp.	3-11	3C11	805	68	10	0,08	0,60	893	-118	23	LEVE OCORRÊNCIA

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91/129 [00329] Nos aços números 1-1-1 a 1-1-8, 1-2 a 1-19, 1-23-1 a 1-233, 1-28-1, 1-28-3, e 1-28-4, os requisitos da presente invenção foram satisfeitos. Portanto, a resistência à tração foi 780 MPa ou mais, o Àave da razão de expansão de furo foi 80% ou mais, o desvio padrão σ da razão de expansão de furo foi 15% ou menos, o valor n foi 0o,08 ou mais, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc foi 0,75 MJ/m2 ou mais, o valor de resistência à propagação de trinca T. M. foi 600 MJ/m3 ou mais, a temperatura de transição de aparecimento de trinca foi -13°C ou menos, e a energia absorvida Charpy foi 30 J ou mais. Isto é, os valores característicos desejados foram possíveis de serem obtidos. Mesmo no aço n° 1-27, os requisitos da presente invenção foram satisfeitos, de forma que os valores característicos desejados foram possíveis de serem substancialmente obtidos. Além disso, nos aços n° 1-1-1 a 1-1-4, 1-1-7, 1-1-8, 1-2 a 1-8, 1-15 a 1-19, 1-23-1 a 123-3, 1-27, e 1-28-3, os requisitos da presente invenção foram satisfeitos e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão foi 3,0 ou menos. Portanto, foi possível obter os valores característicos preferíveis do Àave da razão de expansão de furo sendo 85% ou mais e o desvio padrão σ sendo 10% ou menos. Além disso, nos aços n° 1-1-3, 1-1-5, 1-1-7, 1-1-8, e 1-8, os requisitos da presente invenção foram satisfeitos, Ca não foi adicionado ou Ca foi adicionado em quantidades mínimas, e a dessulfuração com material de dessulfuração não foi executada. Portanto, foi possível obter os valores característicos preferíveis da soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão sendo 0,01 mm/mm2 ou menos e o valor de resistência à propagação da trinca T. M. sendo 900 MJ/m3 ou mais. Além disso, o Àave da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy foram também tornados melhores.

[00330] Particularmente, os aços n° 1-1-3 a 1-1-6 são, cada um, um

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92/129 exemplo onde Ca e terras raras (REM) foram dificilmente adicionados e o controle da forma do sulfeto foi executado praticamente apenas com o Ti. Entre os aços n° 1-1-3 a 1-1-6, os aços n° 1-1-3 e 1-1-5 são, cada um, um exemplo onde o material de dessulfuração não foi usado, e foram capazes de obter os bons valores característicos, respectivamente.

[00331] Nos aços n° 1-1-7 e 1-1-8, o teor de Si oi, em particular, pequeno, de modo que martensita em forma de ilha também não foi observada. Além disso, o Ca foi dificilmente adicionado e a forma do sulfeto foi controlada, e também o material de dessulfuração não foi usado, e assim nenhuma inclusão de forma estendida foi formada, e particularmente os bons valores característicos foram possíveis de serem obtidos.

[00332] No aço n° 1-2, o teor de Nb foi relativamente alto, de forma que a intensidade do plano {211} foi relativamente alta. No aço n° 1-3, o teor de Nb foi relativamente baixo, de forma que a resistência à tração foi relativamente baixa. No aço n° 1-4, o teor de Ti foi relativamente baixo, de forma que a resistência à tração foi relativamente baixa. No aço n° 1-5, o teor de C foi relativamente baixo, de modo que o Àave da razão de expansão de furo e o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc foram relativamente baixos, e a temperatura de transição de aparecimento de trinca foi relativamente alta. No aço n° 1-6, o teor de B foi relativamente alto, de forma que a intensidade do plano {211} foi relativamente alta. Além disso, o descascamento absolutamente não ocorreu.

[00333] O aço n° 1-7 foi um exemplo da presente invenção, e a quantidade preferível de B estava contida, de forma que o descascamento absolutamente não ocorreu.

[00334] O aço n° 1-8 foi um exemplo da presente invenção, sem adição de Ca, a forma do sulfeto foi controlada, e também o material

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93/129 de dessulfuração não foi usado, de forma que o número de inclusões com forma estendida foi extremamente pequeno e particularmente os bons valores característicos foram possíveis de serem obtidos.

[00335] Cada um dos aços n° 1-9 a 1-14 foi um exemplo da presente invenção, mas terras raras (REM) não foi adicionado ou REM foi adicionado em quantidades mínimas, e assim o valor de ([REM]/140)/([Ca]/40) foi menor que 0,3, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão foi levemente alto, e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo foi levemente grande.

[00336] Nos aços n° 1-23-1 a 1-23-3, o teor de Si foi particularmente baixo, de forma que a martensita em forma de ilha não foi observada, e o Àave da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy foram particularmente melhores.

[00337] O aço n° 1-27 foi um exemplo da presente invenção, mas a temperatura de aquecimento foi menor que 1200°C, de forma que a resistência à tração foi ligeiramente baixa.

[00338] Nos aços n° 1-20 e 1-21, o parâmetro Q foi menos de 30,0, e a Expressão Matemática 2 não foi satisfeita, de forma que não foi possível obter a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor que são necessárias na presente invenção. Portanto, não foi possível obter o Àave e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trincas Jc, o valor de resistência à propagação de trincas T. M., e a energia absorvida Charpy desejados.

[00339] No aço n° 1-22, a razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperatura que excede 1150°C foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão foi maior que o valor

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94/129 requerido na presente invenção e o Àave da razão de expansão de furo, o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy foram deteriorados.

[00340] No aço n° 1-28-0, a razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperatura que excede 1150°C foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão foi maior que os valores requeridos na presente invenção e o Àave da razão de expansão de furo, o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, o valor da resistência à trinca Jc, o valor de resistência à propagação da trinca T. M., e a energia absorvida Charpy foi deteriorada.

[00341] No aço n° 1-28-2, a razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperatura de 1150°C ou menos foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que não foi possível obter a intensidade do plano {211} requerida na presente invenção. Portanto, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

[00342] No aço n° 1-28-5, a razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperatura de 1150°C ou menos foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que o tamanho médio de grão da microestrutura foi maior que o valor requerido na presente invenção. Portanto, a temperatura de transição do aparecimento de trinca foi maior que o valor desejado.

[00343] No aço n° 1-30, a temperatura de início da laminação de acabamento foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que a intensidade do plano {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção. Além disso, uma vez que a intensidade do plano

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95/129 {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy. [00344] No aço n° 1-31, a temperatura de término da laminação de acabamento foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que a intensidade do plano {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção. Além disso, uma vez que a intensidade do plano {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy. [00345] No aço n° 1-32, a temperatura de término da laminação de acabamento foi maior que a faixa da presente invenção, e o tamanho médio de grão da microestrutura foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a temperatura de transição de aparecimento de trinca foi maior que o valor desejado.

[00346] No aço n° 1-33, a taxa de resfriamento foi menor que faixa da presente invenção, Então foi formada perlita e não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

[00347] No aço n° 1-34, a temperatura de bobinamento foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a perlita foi formada e não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

[00348] No aço n° 3-1, o teor de C foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que o tamanho médio de grão foi maior que o valor requerido na presente invenção. Como resultado, a temperatura de transição de aparecimento de trinca foi extremamente alta, e ocorreu o descascamento. No aço n° 3-2, o teor de C foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a cementita bruta no

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96/129 contorno de grão tendo um tamanho excedendo 2 pm precipitou. Como resultado, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

[00349] No aço n° 3-3, o teor de Si foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que cementita bruta nos contornos de grão tendo um tamanho excedendo 2 pm precipitou. Como resultado, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Js, e a energia absorvida Charpy.

[00350] No aço n° 3-4, o teor de Mn foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que cementita bruta nos contornos de grão tendo um tamanho excedendo 2 pm precipitou. Como resultado, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca JC, e a energia absorvida Charpy.

[00351] No aço n° 3-5, o teor de P foi maior que a faixa da pre4sente invenção, de forma que a intensidade do plano {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção. Além disso, uma vez que a intensidade do plano {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

[00352] No aço n° 3-6, o teor de S foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão foi maior que o valor requerido na presente invenção. Como resultado, o Àave desejado da razão de expansão de furo, o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, o valor de resistência à propagação da trinca T. M., e a energia absorvida Charpy foram

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97/129 deteriorados.

[00353] No aço n° 3-7, o teor de Al foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que cementita bruta no contorno dos grãos tendo um tamanho excedendo 2 pm precipitou. Como resultado, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo. o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

[00354] No aço n° 3-8, o teor de N foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que TiN bruto tendo um tamanho excedendo 2 pm precipitou. Como resultado, não foi possível obter o Àave da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia ab sorvida Charpy.

[00355] No aço n° 3-9, o teor de Ti foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que não foi possível obter a resistência à tração desejada. Além disso, o MnS precipitou, e a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão foi maior que o valor requerido na presente invenção. Portanto, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, o valor de resistência à propagação de trinca T. M., e a energia absorvida Charpy.

[00356] No aço n° 3-10, o teor de Nb foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que o tamanho médio de grão foi maior que o valor requerido na presente invenção. Como resultado, a resistência à tração e a tenacidade foram baixas. No aço n° 3-11, o teor de Nb foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a textura laminada não-recristalizada existiu e a intensidade do plano {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção. Além disso, uma vez que a intensidade do plano {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à

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98/129 ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

Segunda Experiência [00357] Inicialmente, aços fundidos contendo as composições 2A1 a 2W3 listadas na Tabela 8 foram obtidos. Cada um dos aços fundidos foi produzido através da execução de fusão e refino secundário em um conversor de aço. O refino secundário foi executado em um RH, e a dessulfuração foi executada com um material de dessulfuração à base de CaO-CaF2-MgO adicionado à medida que necessário. Em algumas das composições de aço, para evitar que o material de dessulfuração seja a inclusão estendida permaneça, a dessulfuração não foi executada e o processo foi avançado de maneira a manter inalterado o teor de S obtido após o refino primário em um conversor. De cada um dos aços fundidos foi obtida uma placa de aço através de lingotamento continuo, e posteriormente laminação a quente foi executada sob as condições de produção listadas na Tabela 9, e assim foram obtidas chapas de aço laminadas a quente tendo, cada uma, uma espessura de 2,9 mm. Valores característicos da microestrutura, da textura, e das inclusões das chapas de aço laminadas a quente obtidas estão listados na Tabela 10, e as propriedades mecânicas das chapas de aço laminadas a quente obtidas estão listadas na Tabela 11. Os métodos de medição da microestrutura, da textura, e das inclusões, e os métodos de medição das propriedades mecânicas são conforme descrito acima. Incidentalmente, na avaliação da capacidade de expansão de furo, 20 corpos de prova foram feitos de uma única amostra de aço. Cada valor sublinhado nas Tabelas 8 a Tabela 11 indica que o valor está fora da faixa da presente invenção, ou nenhum valor característico desejado foi obtido.

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Tabela 8

COMPOSI ÇÃO DO AÇO	COMPONENTE QUÍMICO (UNIDADE:% EM MASSA)
C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	terras raras (REM)	Ca	Nb	V	*1	*2	OUTROS ELEMENT OS
2A1	0,039	1,10	1,3	0,007	0,0030	0,023	0,0021	0,13	0,0040	0,0038	0,001	0,080	48,66	0,30
2A2	0,036	1,20	1,2	0,008	0,0010	0,020	0,0025	0,13	0,0025	0,0020	0,001	0,045	119,24	0,36	-
2A3	0,040	0,90	1,4	0,011	0,0040	0,029	0,0029	0,18	0,0000	0,0000	0,001	0,070	30,00	M	-
2A4	0,035	1,80	0,7	0,009	0,0010	0,026	0,0021	0,12	0,0000	0,0000	0,007	0,065	80,00	M	-
2A5	0,043	1,20	1,1	0,01	0,0040	0,028	0,0020	0,18	0,0000	0,0003	0,001	0,070	30,90	0,00	-
2A6	0,039	1,00	1,3	0,011	0,0010	0,025	0,0029	0,18	0,0000	0,0004	0,001	0,060	124,80	0,00	-
2A7	0,040	0,10	1,9	0,012	0,0030	0,025	0,0027	0,13	0,0050	0,0000	0,002	0,055	34,60	M	-
2A8	0,020	0,10	1,9	0,008	0,0035	0,028	0,0029	0,13	0,0050	0,0003	0,001	0,061	30,69	4,76	-
2B	0,036	1,05	1,3	0,01	0,0044	0,024	0,0029	0,13	0,0040	0,0038	0,015	0,050	33,18	0,30	-
2C	0,039	1,50	1,4	0,011	0,0045	0,027	0,0028	0,14	0,0040	0,0034	0,001	0,005	32,86	0,34	-
2D	0,039	1,45	1,4	0,012	0,0035	0,021	0,0026	0,05	0,0055	0,0050	0,001	0,040	31,67	0,31	-
2E	0,027	0,85	1,3	0,012	0,0040	0,023	0,0024	0,12	0,0040	0,0037	0,001	0,056	34,53	0,31	-
2F	0,042	0,89	1,3	0,008	0,0040	0,021	0,0022	0,11	0,0040	0,0038	0,001	0,080	33,16	0,30	B:0,0034
2G	0,035	0,94	1,3	0,006	0,0040	0,028	0,0029	0,13	0,0040	0,0037	0,001	0,054	36,20	0,31	B:0.0017

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COMPOSI COMPONENTE QUÍMICO (UNIDADE:% EM MASSA)

ÇÃO DO AÇO	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	terras raras (REM)	Ca	Nb	V	*1	*2	OUTROS ELEMENT OS
2H	0,049	0,98	1,2	0,005	0,0040	0,022	0,0025	0,14	0,0100	0,0000	0,001	0,060	31,90		Cr:0,1, Mo:0.05
2I	0,040	1,12	1,1	0,011	0,0040	0,025	0,0022	0,13	0,0000	0,0050	0,001	0,070	36,67	0,00	-
2J	0,040	1,20	1,3	0,012	0,0040	0,027	0,0025	0,13	0,0000	0,0040	0,001	0,060	33,67	0,00	-
2K	0,035	1,10	1,2	0,009	0,0040	0,021	0,0024	0,12	0,0010	0,0031	0,001	0,040	30,16	0,09	-
2L	0,032	1,08	1,3	0,011	0,0040	0,029	0,0023	0,11	0,0020	0,0042	0,001	0,055	32,65	0,14	-
2M	0,040	1,05	1,2	0,012	0,0040	0,027	0,0027	0,13	0,0032	0,0044	0,001	0,068	37,61	0,21	-
2N	0,035	1,15	1,2	0,014	0,0040	0,020	0,0026	0,14	0,0034	0,0040	0,001	0,070	38,25	0,24	-
2O	0,038	0,90	1,2	0,008	0,0038	0,022	0,0020	0,12	0,0027	0,0025	0,001	0,056	31,38	0,31	Cu:0,2, Ni:0,1
2P	0,042	0,89	1,2	0,009	0,0040	0,024	0,0029	0,13	0,0031	0,0024	0,001	0,046	31,52	0,37	V:0,02
2Q	0,041	0,95	1,2	0,011	0,0040	0,023	0,0024	0,11	0,0055	0,0040	0,001	0,049	35,05	0,39	-
2R	0,042	1,02	1,2	0,012	0,0035	0,024	0,0023	0,13	0,0038	0,0035	0,001	0,050	40,48	0,31	-
2S	0,035	1,00	1,2	0,014	0,0043	0,026	0,0021	0,12	0,0032	0,0032	0,001	0,080	30,09	0,29	-
2T	0,045	1,03	1,2	0,009	0,0072	0,024	0,0022	0,13	0,0034	0,0041	0,001	0,070	20,49	0,24	-
2U	0,034	1,20	1,1	0,008	0,0100	0,025	0,0021	0,13	0,0015	0,0023	0,001	0,070	11,94	0,19	-

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 104/161

COMPOSI ÇÃO DO AÇO	COMPONENTE QUÍMICO (UNIDADE:% EM MASSA)
C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	terras raras (REM)	Ca	Nb	V	*1	*2	OUTROS ELEMENT OS
2U2	0,040	1,05	1,3	0,009	0,0021	0,025	0,0030	0,12	0,0020	0,0018	0,001	0,070	51,65	0,32	-
2W1	0,046	0,05	2	0,011	0,0040	0,030	0,0024	0,13	0,0032	0,0022	0,001	0,060	31,01	0,42	-
2W2	0,039	0,10	1,9	0,012	0,0038	0,023	0,0030	0,12	0,0031	0,0024	0,001	0,070	31,43	0,37	-
2W3	0,050	0,08	2,1	0,008	0,0040	0,024	0,0026	0,13	0,0030	0,0026	0,001	0,080	32,04	0,33	-

O símbolo significa que o elemento não é adicionado e que o teor do elemento é tão baixo quanto as inevitáveis impurezas.

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 105/161

Tabela 9

COMPOSIÇÃO DO AÇO	AÇO N°	COMPOS IÇÃO DO AÇO	TEMPERATU RA DE TRANSFORM AÇÃO AR3	CONDIÇÃO DE PRODUÇÃO
MATERIAL DE DESSULFURA ÇÃO NO REFINO SECUNDÁRIO	AQUECIMENT O	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%)
TEMPERATUR A DE AQUECIMENT O (°C)	ZONA DE TEMPERATURA EXCEDENDO 1150°C	ZONA DE TEMPERATURA DE 1150°C OU MENOS
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-1	2A1	795	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-2	2A2	802	COM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-3	2A3	783	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-4	2A4	852	COM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-5	2A5	810	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-6	2A6	793	COM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-7	2A7	729	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-8	2A8	735	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-2	2B	795	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-3	2C	795	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-4	2D	792	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-5	2E	794	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-6	2F	787	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-7	2G	792	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-8	2H	795	SEM	1250	65	21

102/129

Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 106/161

COMPOSIÇÃO DO AÇO	AÇO N°	COMPOS IÇÃO DO AÇO	TEMPERATU RA DE TRANSFORM AÇÃO AR3	CONDIÇÃO DE PRODUÇÃO
MATERIAL DE DESSULFURA ÇÃO NO REFINO SECUNDÁRIO	AQUECIMENT O	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%)
TEMPERATUR A DE AQUECIMENT O (°C)	ZONA DE TEMPERATURA EXCEDENDO 1150°C	ZONA DE TEMPERATURA DE 1150°C OU MENOS
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-9	2I	809	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-10	2J	797	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-11	2K	803	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-12	2L	797	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-13	2M	794	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-14	2N	803	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-15	2O	793	SEM	1250	65	21

103/129

Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 107/161

Tabela 9 (continuação)

COMPOSIÇÃO DO AÇO	AÇO N°	CONDIÇÃO DE PRODUÇÃO
LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAMEN TO
TEMPERAT URA DE INÍCIO (°C)	TEMPERATUR A DE TÉRMINO (°C)	TAXA DE RESFRIAMEN TO (°C/S)	RESFRIAME NTO DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÃO PARA O SEGUNDO RESFRIAMENTO	TEMPERATU RA DE BOBINAMEN TO (°C)
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-1	1072	947	29	SEM	S	483
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-2	1074	949	30	SEM	S	479
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-3	1071	955	33	SEM	S	475
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-4	1077	985	27	COM	TAXA DE RESFRIAMENTO:10°C/S 580~550°C	475
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-5	1075	948	32	SEM	SEM	481
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-6	1071	953	35	SEM	SEM	483
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-7	1072	951	31	COM	TAXA DE RESFRIAMENTO:10°C/S, 650~620°C	480
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-1-8	1074	951	31	SEM	SEM	483
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-2	1078	950	31	SEM	SEM	481
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-3	1078	952	27	SEM	EEM	479
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-4	1072	947	30	SEM	SEM	479
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-5	1074	952	26	SEM	SEM	477

104/129

Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 108/161

COMPOSIÇÃO DO AÇO	AÇO N°	CONDIÇÃO DE PRODUÇÃO
LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAMEN TO
TEMPERAT URA DE INÍCIO (°C)	TEMPERATUR A DE TÉRMINO (°C)	TAXA DE RESFRIAMEN TO (°C/S)	RESFRIAME NTO DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÃO PARA O SEGUNDO RESFRIAMENTO	TEMPERATU RA DE BOBINAMEN TO (°C)
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-6	1073	954	28	SEM	SEM	484
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-7	1080	952	30	SEM	SEM	483
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-8	1073	952	31	SEM	SEM	481
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-9	1072	952	28	SEM	SEM	480
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-10	1071	951	31	SEM	SEM	478
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-11	1078	951	34	SEM	SEM	478
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-12	1073	950	30	SEM	SEM	485
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-13	1079	951	33	SEM	SEM	478
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-14	1078	953	29	SEM	SEM	475
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-15	1070	954	30	SEM	SEM	477

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 109/161

Tabela 9 (continuação)

COMPOSIÇÃO DO AÇO	AÇO N°	COMPOS IÇÃO DO AÇO	TEMPERAT URA DE TRANSFOR MAÇÃO AR3	CONDIÇÃO DE PRODUÇÃO
MATERIAL DE DESSULFURAÇÃO NO REFINO SECUNDÁRIO	AQUECIMENTO	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%)
TEMPERATURA DE AQUECIMENTO (C)	ZONA DE TEMPERATURA EXCEDENDO 1150°C	ZONA DE TEMPERATURA DE 1150°C OU MENOS
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-16	2P	791	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-17	2Q	795	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-18	2R	795	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-19	2S	797	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-20	2T	793	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-21	2U	810	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-22	2U2	790	SEM	1250	Z1	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-23-1	2W1	718	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-23-2	2W2	729	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-23-3	2W3	711	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-27	2A1	795	SEM	1150	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-0	2A1	795	SEM	1250	75	11
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-1	2A1	795	SEM	1250	70	16
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-2	2A1	795	SEM	1250	58	32
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-3	2A1	795	SEM	1250	61	25

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 110/161

COMPOSIÇÃO DO AÇO	AÇO N°	COMPOS IÇÃO DO AÇO	TEMPERAT URA DE TRANSFOR MAÇÃO AR3	CONDIÇÃO DE PRODUÇÃO
MATERIAL DE DESSULFURAÇÃO NO REFINO SECUNDÁRIO	AQUECIMENTO	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%)
TEMPERATURA DE AQUECIMENTO (°C)	ZONA DE TEMPERATURA EXCEDENDO 1150°C	ZONA DE TEMPERATURA DE 1150°C OU MENOS
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-4	2A1	795	SEM	1248	67	10
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-5	2A1	795	SEM	1249	70	8
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-30	2A1	795	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-31	2A1	795	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-32	2A1	795	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-33	2A1	795	SEM	1250	65	21
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-34	2A1	795	SEM	1250	65	21

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 111/161

Tabela 9 (continuação)

COMPOSIÇÃO DO AÇO	AÇO N°	CONDIÇÃO DE PRODUÇÃO
LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAMENTO
TEMPERATURA DE INÍCIO (°C)	TEMPERATURA DE TÉRMINO (C)	TAXA DE RESFRIAM ENTO (°C/S)	RESFRIAME NTO DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÃO PARA O SEGUNDO RESFRIAMENTO	TEMPERATURA DE BOBINAMENTO (C)
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-16	1077	952	32	SEM	SEM	484
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-17	1072	947	27	SEM	SEM	483
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-18	1079	949	28	SEM	SEM	475
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-19	1072	953	33	SEM	SEM	485
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-20	1073	946	32	SEM	SEM	477
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-21	1070	947	25	SEM	SEM	475
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-22	1070	1000	25	SEM	SEM	480
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-23-1	1070	947	28	SEM	SEM	481
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-23-2	1076	947	34	SEM	SEM	478
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-23-3	1078	945	31	SEM	SEM	483
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-27	1078	949	26	SEM	SEM	479
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-0	1079	951	27	SEM	SEM	484
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-1	1072	945	35	SEM	SEM	481
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-2	1080	948	34	SEM	SEM	478
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-3	1072	952	26	SEM	SEM	482
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-4	1076	946	27	SEM	SEM	482

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 112/161

COMPOSIÇÃO DO AÇO	AÇO N°	CONDIÇÃO DE PRODUÇÃO
LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAMENTO
TEMPERATURA DE INÍCIO (°C)	TEMPERATURA DE TÉRMINO (°C)	TAXA DE RESFRIAM ENTO (°C/S)	RESFRIAME NTO DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÃO PARA O SEGUNDO RESFRIAMENTO	TEMPERATURA DE BOBINAMENTO (°C)
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-28-5	1072	949	27	SEM	SEM	483
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-30	990	940	30	SEM	SEM	483
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-31	1074	820	34	SEM	SEM	484
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-32	1070	1030	26	SEM	SEM	476
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-33	1075	940	14	SEM	SEM	480
COMPOSIÇÃO DO AÇO	2-34	1075	940	30	SEM	SEM	650

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 113/161

Tabela 10

	AÇO N°	COMPOSI ÇÃO DO AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE MAIS OBSERVA DA	MARTENS ITA EM FORMA DE ILHA	TAMAN HO MÉDIO DE GRÃO (Mm)	PRECIPI TADO BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDA DE ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO MÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/ DIÂMETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENTO NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EXEMPLO	2-1-1	2A1	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,86	AUSÊNCI A	2,12	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO
EXEMPLO	2-1-2	2A2	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,90	AUSÊNCI A	2,11	1,5	0,04	ALUMINATO DE CÁLCIO, RESÍDUO DE MATERIAL DE DESSULFURAÇÃO
EXEMPLO	2-1-3	2A3	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,87	AUSÊNCI A	2,06	1,0	0,00	AUSÊNCIA
EXEMPLO	2-1-4	2A4	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,79	AUSÊNCI A	2,12	1,5	0,02	RESÍDUO DE MATERIAL DE DESSULFURAÇÃO
EXEMPLO	2-1-5	2A5	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,83	AUSÊNCI A	2,12	4,5	0,00	AUSÊNCIA
EXEMPLO	2-1-6	2A6	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,84	AUSÊNCI A	2,08	4,5	0,02	RESÍDUO DE MATERIAL DE DESSULFURAÇÃO

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 114/161

	AÇO N°	COMPOSI ÇÃO DO AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE MAIS OBSERVA DA	MARTENS ITA EM FORMA DE ILHA	TAMAN HO MÉDIO DE GRÃO (Mm)	PRECIPI TADO BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDA DE ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO MÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/ DIÂMETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENTO NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EXEMPLO	2-1-7	2A7	FERRITA- BAINITA	AUSÊNCI A	3,83	AUSÊNCI A	1,83	1,0	0,00	AUSÊNCIA
EXAMPLE	2-1-8	2A8	FERRITA- BAINITA	AUSÊNCI A	5,50	AUSÊNCI A	1,88	1,0	0,00	AUSÊNCIA
EXEMPLO	2-2	2B	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,79	AUSÊNCI A	2,29	3,0	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-3	2C	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	6,00	AUSÊNCI A	2,08	2,8	0,14	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-4	2D	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,85	AUSÊNCI A	2,13	2,9	0,18	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-5	2E	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	5,90	AUSÊNCI A	2,08	3,0	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-6	2F	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,82	AUSÊNCI A	2,38	3,0	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-7	2G	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,87	AUSÊNCI A	2,08	3,0	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-8	2H	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,85	AUSÊNCI A	2,08	1,0	0,00	AUSÊNCIA

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 115/161

	AÇO N°	COMPOSI ÇÃO DO AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE MAIS OBSERVA DA	MARTENS ITA EM FORMA DE ILHA	TAMAN HO MÉDIO DE GRÃO (Mm)	PRECIPI TADO BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDA DE ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO MÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/ DIÂMETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENTO NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EXEMPLO	2-9	2I	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,80	AUSÊNCI A	2,09	8,0	0,13	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-10	2J	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,85	AUSÊNCI A	2,09	8,0	0,19	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-11	2K	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,81	AUSÊNCI A	2,09	7,0	0,23	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-12	2L	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,84	AUSÊNCI A	2,10	5,8	0,14	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-13	2M	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,80	AUSÊNCI A	2,09	4,8	0,12	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-14	2N	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,90	AUSÊNCI A	2,07	4,0	0,11	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-15	2O	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,82	AUSÊNCI A	2,07	2,8	0,21	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-16	2P	FERRITABAINITA	PRESENÇ A	3,87	AUSÊNCI A	2,08	2,0	0,20	ALUMINATO DE CÁLCIO
EXEMPLO	2-17	2Q	FERRITA- BAINITA	PRESENÇ A	3,84	AUSÊNCI A	2,12	1,0	0,10	ALUMINATO DE CÁLCIO

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 116/161

Tabela 10 (continuação)

	AÇO N°	COMP OSIÇÃ O DO AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE MAIS OBSERVA DA	MARTEN SITA EM FORMA DE ILHA	TAMANH O MÉDIO DE GRÃO (pm)	PRECIPIT ADO BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDAD E ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO M[ÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/ DIÂMETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENT O NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EXEMPLO	2-18	2R	FERRITABAINITA	PRESEN ÇA	3,84	AUSÊNCI A	2,11	1,0	0,00	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-19	2S	FERRITABAINITA	PRESEN ÇA	3,84	AUSÊNCI A	2,07	3,0	0,25	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EX. COMP.	2-20	2T	FERRITABAINITA	PRESEN ÇA	3,84	AUSÊNCI A	2,13	4,0	0,40	ALUMIONATO DE CÁLCIO, MnS
EX. COMP.	2-21	2U	FERRITABAINITA	PRESEN ÇA	3,78	AUSÊNCI A	2,06	9,0	0,30	MnS
EX. COMP.	2-22	2U2	FERRITA- BAINITA	PRESEN ÇA	3,80	AUSÊNCI A	2,10	9,0	0,15	MnS
EXEMPLO	2-23-1	2W1	FERRITA- BAINITA	AUSÊNCI A	3,78	AUSÊNCI A	2,12	1,3	0,24	ALUMINATO DE CÁLCIO
EXEMPLO	2-23-2	2W2	FERRITA- BAINITA	AUSÊNCI A	3,79	AUSÊNCI A	2,12	1,0	0,23	ALUMINATO DE CÁLCIO

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 117/161

	AÇO N°	COMP OSIÇÃ O DO AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE MAIS OBSERVA DA	MARTEN SITA EM FORMA DE ILHA	TAMANH O MÉDIO DE GRÃO (Mm)	PRECIPIT ADO BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDAD E ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO M[ÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/ DIÂMETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENT O NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EXEMPLO	2-23-3	2W3	FERRITA- BAINITA	AUSÊNCI A	3,81	AUSÊNCI A	2,12	2,1	0,20	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-27	2A1	FERRITA- BAINITA	PRESEN CE	3,88	AUSÊNCI A	2,11	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EX. COMP.	2-28-0	2A1	FERRITA- BAINITA	PRESEN ÇA	3,84	AUSÊNCI A	2,11	9,0	0,48	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-28-1	2A1	FERRITA- BAINITA	PRESEN ÇA	3,84	AUSÊNCI A	2,11	8,0	0,25	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EX. COMP.	2-28-2	2A1	FERRITA- BAINITA	PRESEN ÇA	3,48	AUSÊNCI A	2,45	3,0	0,25	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-28-3	2A1	FERRITA- BAINITA	PRESEN ÇA	3,84	AUSÊNCI A	2,20	2,9	0,24	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EXEMPLO	2-28-4	2A1	FERRITABAINITA	PRESEN ÇA	6	AUSÊNCI A	2,11	5,0	0,15	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EX. COMP.	2-28-5	2A1	FERRITABAINITA	PRESEN ÇA	6,12	AUSÊNCI A	2,06	7,0	0,20	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS

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Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 118/161

	AÇO N°	COMP OSIÇÃ O DO AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO
FASE MAIS OBSERVA DA	MARTEN SITA EM FORMA DE ILHA	TAMANH O MÉDIO DE GRÃO (Mm)	PRECIPIT ADO BRUTO	RAZÃO DE INTENSIDAD E ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO M[ÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/ DIÂMETRO MENOR	SOMA TOTAL M DO COMPRIMENT O NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALMENTE OBSERVADA
EX. COMP.	2-30	2A1	FERRITA- BAINITA	PRESEN ÇA	3,2	AUSÊNCI A	2,44	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EX. COMP.	2-31	2A1	FERRITA- BAINITA	PRESEN ÇA	3,24	AUSÊNCI A	3,17	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EX. COMP.	2-32	2A1	FERRITA- BAINITA	PRESEN ÇA	6,12	AUSÊNCI A	1,69	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EX. COMP.	2-33	2A1	FERRITA, BAINITA, PERLITA	AUSÊNCI A	4,44	AUSÊNCI A	2,18	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS
EX. COMP.	2-34	2A1	FERRITA, BAINITA, PERLITA	AUSÊNCI A	4,68	AUSÊNCI A	2,18	3,0	0,06	ALUMINATO DE CÁLCIO, CaS

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Tabela 11

	AÇO N°.	COMP OSIÇÃ O DO AÇO	PROPRIEDADES MECÂNICAS
RESIST ÊNCIA À TRAÇÃ O (MPa)	TESTE DE EXPANSÃO DE FURO	VALOR n	TESTE DE DOBRAMENTO DE TRÊS PONTOS	TESTE DE IMPACTO CHA	DESCASCAMENTO
λ médio (%)	DESVIO PADRÃO σ	Jc (MJ/m2)	T.M. (MJ/m3)	RPY	ENERGIA ABSORVID A CHARPY (J)
EXEMPLO	2-1-1	2A1	790	93	8,0	0,10	0,91	893	-72	37,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-1-2	2A2	800	100	7,0	0,10	1,00	880	-71	41,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-1-3	2A3	790	100	5,0	0,10	1,00	933	-72	41,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-1-4	2A4	790	100	6,0	0,10	1,00	906	-74	41,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-1-5	2A5	790	89	11,0	0,10	0,86	933	-73	35,4	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-1-6	2A6	790	89	9,0	0,10	0,86	906	-73	35,4	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-1-7	2A7	790	115	5,0	0,10	1,19	933	-73	50,2	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-1-8	2A8	790	115	5,0	0,10	1,19	933	-27	50,2	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-2	2B	790	80	8,0	0,10	0,75	773	-74	30,3	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-3	2C	787	87	7,0	0,08	0,84	746	-14	34,3	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-4	2D	790	100	8,0	0,12	1,00	693	-72	41,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-5	2E	785	85	8,0	0,11	0,81	773	-16	33,1	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-6	2F	790	84	8,0	0,10	0,80	773	-73	32,6	NENHUM
EXEMPLO	2-7	2G	790	90	8,0	0,10	0,88	773	-72	36,0	NENHUM

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	AÇO N°.	COMP OSIÇÃ O DO AÇO	PROPRIEDADES MECÂNICAS
RESIST ÊNCIA À TRAÇÃ O (MPa)	TESTE DE EXPANSÃO DE FURO	VALOR n	TESTE DE DOBRAMENTO DE TRÊS PONTOS	TESTE DE IMPACTO CHA	DESCASCAMENTO
λ médio (%)	DESVIO PADRÃO σ	Jc (MJ/m2)	T.M. (MJ/m3)	RPY	ENERGIA ABSORVID A CHARPY (J)
EXEMPLO	2-8	2H	790	108	6,0	0,10	1,10	933	-72	46,2	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-9	2I	790	88	13,0	0,10	0,85	760	-74	34,8	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-10	2J	790	87	13,0	0,10	0,84	680	-72	34,3	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-11	2K	790	86	13,0	0,10	0,83	626	-73	33,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-12	2L	790	85	11,0	0,10	0,81	746	-73	33,1	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-13	2M	790	86	8,0	0,10	0,83	773	-74	33,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-14	2N	790	87	9,0	0,10	0,84	786	-71	34,3	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-15	2O	790	90	7,0	0,10	0,88	653	-73	36,0	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-16	2P	790	93	6,0	0,10	0,91	666	-72	37,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-17	2Q	790	105	5,0	0,10	1,07	800	-73	44,5	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-18	2R	790	92	6,0	0,10	0,90	933	-73	37,1	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-19	2S	790	90	8,0	0,10	0,88	602	-73	36,0	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-20	2T	790	Z5	16,0	0,10	0,69	400	-73	27,4	LEVE OCORRÊNCIA

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Tabela 11 (continuação)

	AÇO N°.	COMPO SIÇÃO DO AÇO	PROPRIEDADES MECÂNICAS
RESISTÊ NCIA À TRAÇÃO (MPa)	TESTE DE EXPANSÃO DE FURO	VALO R n	TESTE DE DOBRAMENTO DE TRÊS PONTOS	TESTE DE IMPACTO CHA	DESCASCAMENTO
Àave (%)	DESVIO PADRÃO σ	Jc (MJ/m2)	T.M. (MJ/m3)	RPY	ENERGIA ABSORVIDA CHARPY (J)
EX. COMP.	2-21	2U	794	65	18,0	0,10	0,56	533	-74	21,7	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-22	2U2	790	Ζθ	17,0	0,10	0,73	733	-74	29,1	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-23-1	2W1	790	95	6,0	0,10	0,94	613	-74	38,8	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-23-2	2W2	790	98	6,0	0,10	0,98	626	-74	40,5	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-23-3	2W3	790	105	6,0	0,10	1,07	666	-73	44,5	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-27	2A1	774	91	8,0	0,11	0,89	853	-71	36,6	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-28-0	2A1	785	65	16,0	0,11	0,56	293	-73	21,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-28-1	2A1	790	85	8,0	0,10	0,81	600	-73	33,1	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-28-2	2A1	790	80	8,0	0,10	0,75	600	-83	30,3	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-28-3	2A1	790	90	7,0	0,10	0,88	613	-73	36,0	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	2-28-4	2A1	790	90	7,0	0,10	0,88	733	-14	36,0	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-28-5	2A1	790	87	8,0	0,10	0,84	666	-10	34,3	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-30	2A1	802	81	8,0	0,10	0,76	853	-89	30,9	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-31	2A1	810	70	8,0	0,09	0,62	853	-89	24,6	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-32	2A1	785	85	8,0	0,10	0,81	853	-10	33,1	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-33	2A1	775	79	8,0	0,10	0,74	853	-56	29,7	LEVE OCORRÊNCIA
EX. COMP.	2-34	2A1	790	75	7,0	0,10	0,69	853	-50	27,4	OCORRÊNCIA

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119/129 [00358] Nos aços n° 2-1-1 a 2-1-8, 2-2 a 2-19, 2-23-1 a 2-2-3, 2-281, 2-28-3, e 2-28-4, os requisitos da presente invenção foram satisfeitos. Portanto, a resistência à tração foi 780 MPa ou mais, o Àave da razão de expansão de furo foi 80% ou mais, o desvio padrão σ da razão de expansão de furo foi 15% ou menos, o valor n foi 0,08 ou mais, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc foi 0,75 MJ/m2 ou mais, o valor de resistência à propagação de trinca T. M. foi 600 MJ/m3 ou mais, a temperatura de transição de aparecimento de trinca foi -13°C ou menos, e a energia absorvida Charpy foi 30 J ou mais. Isto é, os valores característicos desejados foram capazes de serem obtidos. M esmo nos aços n° 2-27, os requisitos da presente invenção foram satisfeitos, de forma que os valores característicos desejados foram capazes de ser substancialmente obtidos. Além disso, nos aços n° 2-1-1 to 2-1-4, 2-1-7, 2-1-8, 2-2 a 2-8, 2-15 a 2-19, 2-23-1 a 2-23-3, 2-27, e 2-28-3, os requisitos da presente invenção foram satisfeitos e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão foi 3,0 ou menos. Portanto, foi possível obter os valores característicos preferíveis do Àave da razão de expansão de furo sendo 84% ou mais e o desvio padrão σ sendo 8% ou menos. Além disso, nos aços n° 2-13, 2-1-5, 2-1-7, 2-1-8, e 2-8, os requisitos da presente invenção foram satisfeitos. Ca não foi adicionado ou Ca foi adicionado em quantidades mínimas, e a dessulfuração com material de dessulfuração não foi executada. Portanto, foi possível obter os valores característicos preferíveis da soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão sendo 0,01 mm/mm2 ou menos e o valor de resistência à propagação da trinca T. M. sendo 900 MJ/m3 ou mais. Além disso, o Àave da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy foram também tornados melhores.

[00359] Particularmente, os aços n° 2-1-3 a 2-1-6 são, cada um, um

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120/129 exemplo onde Ca e terras raras (REM) foram dificilmente adicionados e o controle da forma dos sulfetos foi executado praticamente apenas com o Ti. Entre os aços n° 2-1-3 a 2-1-6, aços n° 2-1-3 e 2-1-5 foram, cada um, um exemplo onde o material de dessulfuração não foi usado, e foram capazes de obter respectivamente os bons valores característicos.

[00360] Nos aços n° 2-1-7 e 2-1-8, o teor de Si foi pequeno em particular, de forma que martensita em forma de ilha também não foi observada. Além disso, Ca foi dificilmente adicionado e a forma de sulfeto foi controlado, e também o material de dessulfuração não foi usado, de forma que nenhuma inclusão de forma estendida foi formada, e particularmente os bons valores característicos foram passíveis de serem obtidos.

[00361] Nos aços de n° 2-2, o teor de Nb foi relativamente alto, de forma que a intensidade do plano {211} foi relativamente alta. No aço n° 2-5, o teor de C foi relativamente baixo, de forma que o Àave da razão de expansão de furo e o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc foram relativamente baixos, e a temperatura de transição de aparecimento de trinca foi relativamente alta. No aço n° 2-6, o teor de B foi relativamente alto, de forma que a intensidade do plano {211} foi relativamente alta. Além disso, o descascamento absolutamente não ocorreu.

[00362] O aço n° 2-7 foi um exemplo da presente invenção, e uma quantidade preferível de B estava contida, de forma que o descascamento absolutamente não ocorreu.

[00363] O aço n° 2-8 foi um exemplo da presente invenção, sem adição de Ca, a forma do sulfeto foi controlada e também o material de dessulfuração não foi usado, de forma que o número de inclusões de forma estendida foi extremamente pequeno e particularmente os bons valores característicos foram capazes de serem obtidos.

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121/129 [00364] Cada m dos aços n° 2-9 a 2-14 foi um exemplo da presente invenção, mas terras raras (REM) não foi adicionado ou REM foi adicionado em quantidades mínimas, de forma que o valor de ([REM]/140)/([Ca]/40) foi menor que 0,3, a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão foi levemente alta, e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo foi levemente grande.

[00365] Nos aços n° 2-23-1 a 2-23-3, o teor de Si foi pequeno em particular, de forma que martensita em forma de ilha não foi observada, e o Àave da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy foram particularmente melhores.

[00366] O aço n° 2-27 foi um exemplo da presente invenção, mas a temperatura de aquecimento foi menor que 1200°C, Então d resistência à tração foi levemente baixa.

[00367] Nos aços n° 2-20 e 2-21, o parâmetro Q foi menor que 30,0, e a Expressão Matemática 2 não foi satisfeita, de forma que não é possível obter a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor que são requeridas na presente invenção. Portanto, não foi possível obter o Àave desejado e o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, o valor de resistência à propagação da trinca T. M., e a energia absorvida Charpy.

[00368] No Aço n° 2-22, a razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperatura que excede 1150°C foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão foi maior que o valor requerido na presente invenção e o Àave da razão de expansão de furo, o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy

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122/129 foram deteriorados.

[00369] No aço n° 2-28-0, a razão de redução acumulada da laminação de desabaste na zona de temperatura excedendo 1150°C foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a soma total M do comprimento na direção de laminação da inclusão e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor da inclusão foram maiores que os valores requeridos na presente invenção e o Àave da razão de expansão de furo, o desvio padrão σ da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, o valor da resistência à propagação de trinca T. M., e a energia absorvida Charpy foram deterioradas.

[00370] No aço n° 2-28-2, a razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperatura de 1150°C o menos foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que não foi possível obter a intensidade do plano {211} requerida na presente invenção. Portanto, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

[00371] No aço n° 2-28-5, a razão de redução acumulada da laminação de desbaste na zona de temperatura de 1150°C ou menos foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que o tamanho médio de grão da microestrutura foi maior que o valor requerido na presente invenção. Portanto, a temperatura de transição de aparecimento de trinca foi maior que o valor desejado.

[00372] No aço n° 2-30, a temperatura de início da laminação de desbaste foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que a intensidade do plano {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

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123/129 [00373] No aço n° 2-31, a temperatura de acabamento da laminação de desbaste foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que a intensidade do plano {211} foi maior que o valor necessário na presente invenção. Além disso, uma vez que a intensidade do plano {211} foi maior que o valor requerido na presente invenção, não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

[00374] No aço n° 2-32, a temperatura de término da laminação de acabamento foi maior que a faixa da presente invenção, e o tamanho médio de grão da microestrutura foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que a temperatura de transição do aparecimento da trinca foi maior que o valor desejado.

[00375] No aço n° 2-33, a taxa de resfriamento foi menor que a faixa da presente invenção, de forma que a perlita foi formada e não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão do furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

[00376] No aço n° 2-34, a temperatura de bobinamento foi maior que a faixa da presente invenção, de forma que foi formada perlita e não foi possível obter o Àave desejado da razão de expansão de furo, o valor de resistência à ocorrência de trinca Jc, e a energia absorvida Charpy.

Terceira Experiência [00377] Inicialmente, foram obtidos aços fundidos contendo as composições de aço Z1 a Z4 listadas na Tabela 12. Cada um dos aços fundidos foi produzido através de fusão e refino secundário em um conversor de aço. O refino secundário foi executado em um RH. Incidentalmente, para evitar que um material de dessulfuração seja a inclusão estendida e permaneça, a dessulfuração não foi executada e

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124/129 o processo foi avançado de modo a manter inalterado o teor de S obtido após o refino primário em um conversor de aço. De cada um dos aços fundidos foi obtida uma placa de aço através de lingotamento continuo, e posteriormente foi executada a laminação a quente sob as condições de laminação listadas na Tabela 13, e assim foram obtidas chapas de aço tendo, cada uma, uma espessura de 2,9 mm. Valores característicos da microestrutura, da textura, e das inclusões das chapas de aço laminadas a quente obtidas estão listados na Tabela 14, e as propriedades das chapas de aço laminadas a quente obtidas estão listadas na Tabela 15. Os métodos de medição da microestrutura, da textura, e das inclusões, e os métodos de medição das propriedades mecânicas são conforme descrito acima. Incidentalmente, na avaliação da capacidade de expansão de furo, 20 corpos de prova foram feitos a partir de um único aço de amostra. Cada valor sublinhado nas Tabela 12 a Tabela 15 indica que o valor está fora da faixa da presente invenção, ou nenhum valor característico desejado foi obtido.

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Tabela 12

	COMPOSI ÇÃO DO AÇO	COMPONENTE QUÍMICO (% EM MASSA)
C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	terras raras (REM)	Ca	Nb	*1	*2	OUTRO ELEMENTO
EXEMPLO	Z1	0,040	1,10	1,25	0,007	0,0030	0,023	0,0021	0,13	0,0040	0,0038	0,0400	48,66	0,30	-
EXEMPLO	Z2	0,040	1,10	1,21	0,007	0,0030	0,023	0,0021	0,13	0,0040	0,0038	0,0400	48,66	0,30	B: 0.0010
EXEMPLO	Z3	0,040	1,10	0,69	0,007	0,0030	0,023	0,0021	0,13	0,0040	0,0038	0,0400	48,66	0,30	-
EXEMPLO	Z4	0,040	1,10	0,65	0,007	0,0030	0,023	0,0021	0,13	0,0040	0,0038	0,0400	48,66	0,30	B: 0.0010

*1:([Ti]/48/([S]/32))+([Ca]/40+[REM]/140)/[S]/32*15) (PARÂMETRO Q) *2:([REM]/140)/([Ca]/40)

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Tabela 13

	AÇO N°	COMPO SIÇÃO DO AÇO	TEMPER ATURA DE TRANSF ORMAÇÃ O Ar3	CONDIÇÕES DE PRODUÇÃO
MATERIA L DE DESSULF URAÇÃO NO REFINO SECUNDÁ RIO	AQUECIME NTO	RAZÃO DE REDUÇÃO ACUMULADA (%) NA LAMINAÇÃO DE DESBASTE	LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO	RESFRIAMENTO	BOBINAM ENTO
TEMPERAT URA DE AQUECIME NTO (°C)	ZONA DE TEMPERAT URA EXCEDEND O 1150°C	ZONA DE TEMPERATUR A DE 1150°C OU MENOS	TEMPER ATURA DE INÍCIO (°C)	TEMPER ATURA DE TÉRMIN O (°C)	TAXA DE RESFRIA MENTO (°C/SEC)	RESFRI AMENT O DE TRÊS ETAPAS	CONDIÇÃ O PARA O SEGUNDO RESFRIAM ENTO	TEMPERA TURA DE BOBINAM ENTO (°C)
EXEMPLO	35	Z1	795	SEM	1250	65	21	1072	947	29	SEM	SEM	490
EXEMPLO	36	Z2	797	SEM	1250	65	21	1072	947	29	SEM	SEM	500
EXEMPLO	37	Z3	833	SEM	1250	65	21	1072	947	29	SEM	SEM	610
EXEMPLO	38	Z4	835	SEM	1250	65	21	1072	947	29	SEM	SEM	600

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Tabela 14

	COMPO SIÇÃO DO AÇO	COMPO SIÇÃO DO AÇO	MICROESTRUTURA	TEXTURA	INCLUSÃO	DENSIDADE NO CONTORNO DE GRÃO DA SOLUÇÃO SÓLIDA DE C E DA SOLUÇÃO SÓLIDA DE B (/nm2)	TAMANH O DA CEMENTI TA (pm)
FASE PRINCIPAL MENTE OBSERVAD A	MARTENSI TA EM FORMA DE ILHA	TAMAN HO MÉDIO DE GRÃO (pm)	RAZÃO DE INTENSIDAD E ALEATÓRIA DO PLANO {211}	RAZÃO MÁXIMA DE DIÂMETRO MAIOR/ DIÂMETRO MENOR	SOMA TOTAL DO COMPRIMENT O NA DIREÇÃO DE LAMINAÇÃO (mm/mm2)	INCLUSÃO ESTENDIDA PRINCIPALM ENTE OBSERVADA
EX.	35	Z1	FERRITA, BAINITA	PRESENÇA	3,22	2,31	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO	2	2
EX.	36	Z2	FERRITA, BAINITA	PRESENÇA	3,10	2,35	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO	5	2
EX.	37	Z3	FERRITA, BAINITA	AUSÊNCIA	3,22	2,31	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO	1	0,4
EX.	38	Z4	FERRITA, BAINITA	AUSÊNCIA	3,15	2,37	3,0	0,03	ALUMINATO DE CÁLCIO	4	0,4

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Tabela 15

	AÇO N°	COMPOS IÇÃO DO AÇO	PROPRIEDADES MECÂNICAS
RESISTÊN CIA À TRAÇÃO (MPa)	TESTE DE EXPANSÃO DE FURO	VALO R n	TESTE DE DOBRAMENTO DE TRÊS PONTOS	TESTE DE IMPACTO CHARPY	DESCASCAME NTO
Àave (%)	DESVIO PADRÃO σ	Jc (MJ/m2)	T.M. (MJ/m3)	TEMPERATURA DE TRANSIÇÃO DO APARECIMENTO DE TRINCA (°C)	ENERGIA ABSORVID A CHARPY(J)
EXEMPLO	35	Z1	790	89	10	0,08	0,86	893	-90	35,4	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	36	Z2	800	86	10	0,08	0,83	893	-93	33,7	NENHUM
EXEMPLO	37	Z3	810	93	10	0,08	0,91	893	-90	37,7	LEVE OCORRÊNCIA
EXEMPLO	38	Z4	815	95	10	0,08	0,94	893	-92	38,8	NENHUM

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129/129 [00378] Nos aços n° 35 a 38, os requisitos da presente invenção foram satisfeitos. Portanto, a resistência à tração foi 780 MPa ou mais, o Àave da razão de expansão de furo foi 80% ou mais, o desvio padrão σ da razão de expansão de furo foi 15% ou menos, o valor n foi 0,08% ou mais. o valor da resistência à ocorrência de trinca Jc foi 0,75 MJ/m2 ou mais, o valor de resistência à propagação de trinca T. M. foi 600 MJ/m3 ou mais, a temperatura de transição de aparecimento de trinca foi -40°C ou menos, e a energia absorvida Charpy fo i 30J ou mais. Isto é, os valores característicos desejados foram capazes de serem obtidos. Além disso, no aço n° 26 no qual a densidade no contorno de grão da solução sólida de C e da solução sólida de B foi 4,5 /nm2 ou mais e o tamanho da cementita no contorno de grão foi 2 pm ou menos, o descascamento não ocorreu.

Aplicabilidade Industrial [00379] A presente invenção pode ser utilizada nas indústrias relativas a uma chapa de aço que requeira alta resistência, alta capacidade de conformação, e uma alta propriedade de trinca, por exemplo.

Claims

1/5

REIVINDICAÇÕES

1. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência contendo:

em % em massa,

C: 0,02% a 0,1%;

Si: 0,001% a 3,0%;

Mn: 0,5% a 3,0%;

P: 0,1% ou menos;

S: 0,01% ou menos;

Al: 0,001% a 2,0%

N: 0,02% ou menos;

Ti: 0,03% a 0,3%;

Nb: 0,001% a 0,06%;

terras raras (REM): 0,0001% a 0,02%; e

Ca: 0,0001% a 0,02%, a chapa de aço também contendo pelo menos um elemento selecionado do grupo consistindo em:

Cu: 0,001 a 1,0%;

Cr: 0,001 a 1,0%;

Mo: 0,001 a 1,0%;

Ni: 0,001 a 1,0%; e

V: 0,01 a 0,2%, e o saldo sendo composto de Fe e as inevitáveis impurezas, o parâmetro Q' expresso pela expressão matemática 1' abaixo sendo 30,0 ou mais, uma microestrutura sendo feita de uma estrutura ferrita, uma estrutura bainita, ou uma estrutura mista com a estrutura ferrita e a estrutura bainita, sendo a referida chapa, caracterizada pelo fato de que:

um tamanho médio dos grãos incluídos na microestrutura

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2/5 sendo 6 pm ou menos, uma razão de intensidade aleatória de raio-x do plano {211} em uma superfície laminada sendo 2,4 ou menos, e em uma seção transversal com a direção da largura da chapa sendo ajustada como linha normal, em relação a uma inclusão tendo um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais, a razão máxima de diâmetro maio/diâmetro menor expressa por (diâmetro maior da inclusão)/(diâmetro menor da inclusão) sendo 8,0 ou menos, uma soma total do comprimento da seção transversal na direção de laminação por mm² de um grupo de inclusões predeterminado composto de inclusões plurais tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais e uma inclusão estendida predeterminada tendo um comprimento na direção de laminação de 30 pm ou mais sendo 0,25 mm ou menos, as inclusões plurais compondo o grupo de inclusões predeterminadas que congrega em ambas as direções, a direção de laminação e a direção perpendicular à direção de laminação, 50 pm ou menos separados entre si, e a inclusão estendida predeterminada sendo espaçada em mais de 50 pm de todas as inclusões tendo cada uma um diâmetro maior de 3,0 pm ou mais em pelo menos ou a direção de laminação ou a direção perpendicular à direção de laminação.

[Tt] f[Ca] ! __ 48 i J 40 I

V “ [sj -r ( [sj

32 32

140 [xl5,0 (Expressão Matemática T) ([Ti] indica o teor de Ti (% em massa), [S] indica o teor de S (% em massa), [Ca] indica o teor de Ca (% em massa), e [REM] indica

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3/5 o teor de terras raras (REM) (% em massa).

2. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a expressão matemática 2 abaixo é satisfeita, e a razão máxima de diâmetro maior/diâmetro menor é 3,0 ou menos,

0,3 < ([REM]/140)/([Ca]/40) (expressão matemática 2).

3. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que contém ainda, em % em massa, B: 0,0001% a 0,005%.

4. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência de acordo com a reivindicação 2, caracterizada pelo fato de que também contém, em % em massa, B: 0,0001% a 0,005%.

5. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência conforme a reivindicação 3, caracterizada pelo fato de que uma densidade total do contorno de grão de solução sólida de C e de solução sólida de B excede 4,5 /nm² e é 12 /nm² ou menos, e o tamanho do precipitado de cementita nos contornos de grão é 2 pm ou menos.

6. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência conforme a reivindicação 4, caracterizada pelo fato de que uma densidade total do contorno de grão de solução sólida de C e de solução sólida de B excede 4,5 W e é 12 W ou menos, e um tamanho do precipitado de cementita nos contornos de grão é 2 pm ou menos.

7. Método de produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência, caracterizado pelo fato de que compreende:

executar a laminação bruta em uma placa de aço após

Petição 870190022721, de 08/03/2019, pág. 136/161

4/5 aquecer a placa de aço, a placa de aço contendo:

em % em massa,

C: 0,02% a 0,1%;

Si: 0,001% a 3,0%;

Mn: 0,5% a 3,0%;

P: 0,1% ou menos;

S: 0,01% ou menos;

Al: 0,001% a 2,0%;

N: 0,02% ou menos;

Ti: 0,03% a 0,3%;

Nb: 0,001% a 0,06%;

terras raras (REM): 0,0001% a 0,02%; e

Ca: 0,0001% a 0,02%, e além disso a chapa de aço também contendo pelo menos um elemento selecionado do grupo consistindo em:

Cu: 0,001 a 1,0%;

Cr: 0,001 a 1,0%;

Mo: 0,001 a 1,0%;

Ni: 0,001 a 1,0%, e

V: 0,01 a 0,2%; e o saldo sendo composto de Fe e as inevitáveis impurezas, um parâmetro Q' expresso pela expressão matemática 1' sendo 30,0 ou mais, e a laminação bruta sendo executada sob uma condição na qual a razão de redução acumulada em uma zona de temperatura excedendo 1150°C se torna 70% ou menos e a razão de redução acumulada em uma zona de temperatura de '1150°C ou menos se torna não menos que 10% nem mais que 25%;

subsequentemente, executar a laminação de acabamento

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5/5 na placa de aço sob uma condição na qual a temperatura de início é 1050Ό ou mais e a temperatura de acabamento é não menos que Ar3 + 130Ό nem maior que Ar3 + 230Ό;

subsequentemente, resfriar a placa de aço a uma taxa de resfriamento de 15O/s ou mais, e subsequentemente, bobinar a placa de aço a 640Ό ou menos, [Tt]

4B

Ifl f[Ca] [SI

140 [si 32 fxl5,0 (expressão matemática 1') ([Ti] indica o teor de Ti (% em massa), [S] indica o teor de S (% em massa), [Ca] indica o teor de Ca (% em massa), e [REM] indica o teor de terras raras (REM) (% em massa).

8. Método de produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que a placa de aço satisfaz a expressão matemática 2 abaixo,

0,3 < ([REM]/140)/([Ca]/40) (expressão matemática 2).

9. Método de produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência de acordo com a reivindicação 7, caracterizada pelo fato de que a placa de aço também contém, em % em massa, B: 0,0001% a 0,005%.

10. Método de produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência de acordo com a reivindicação 8, caracterizada pelo fato de que a placa de aço também contém, em % em massa, B: 0,0001% a 0,005%.