BRPI0606487B1 - Process for the production of austenitic iron-carbon-manganese steel sheet with a high resistance to the delayed fracture, and plate so produced - Google Patents

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "PROCESSO PARA PRODUÇÃO DE CHAPA DE AÇO AUSTENÍTICA DE FERRO-CARBONO-MANGANÊS COM UMA ALTA RESISTÊNCIA À FRATURA RETARDADA, E CHAPA ASSIM PRODUZIDA". A invenção refere-se à produção de chapa laminada a quente e chapa laminada a frio a partir de aços austeníticos de ferro-carbono-manganês tendo propriedades mecânicas muito altas, e especialmente uma alta resistência mecânica combinada com excelente resistência à fratura retardada. É sabido que certas aplicações, especialmente no campo automotivo, requer que as estruturas metálicas sejam também tornadas mais leves e reforçadas no evento de um impacto, e também boa ductibilidade. Isto requer o uso de materiais estruturais que combinem uma alta resistência à tração com grande deformabilidade. Para alcançar esses requisitos, a patente FR 2 829 775 descreve, por exemplo, ligas austeníticas, tendo como elementos principais ferro/carbono (até 2%) e manganês (entre 10 e 40%), que podem ser laminadas a quente ou laminadas a frio e têm uma resistência que pode exceder 1200 MPa. O modo de deformação desses aços depende apenas da energia de empilhamento - para uma energia de empilha-mento suficientemente alta, um modo observado de deformação mecânica é por torcedura, o que resulta em uma alta capacidade de endurecimento. Agindo como um obstáculo para a propagação de deslocamentos, as torce-duras ajudam a aumentar o limite de elasticidade. Entretanto, quando a energia de empilhamento excede um certo limite, um deslizamento de deslocamento torna-se o mecanismo de deformação dominante e a capacidade de endurecimento no trabalho é reduzido. A patente mencionada anteriormente descreve portanto graus de aço Fe-C-Mn cuja energia de empilhamento é tal que um alto endurecimento no trabalho é observado, combinado com uma resistência mecânica muito alta.

Agora, é sabido que a sensibilidade aos aumentos da fratura atrasada aumenta com a resistência mecânica, em particular após certas operações de conformação a frio, uma vez que altos estresses residuais são susceptíveis a permanecer após a deformação. Em combinação com o hidrogênio atômico possivelmente presente no metal, esses estresses são susceptíveis de resultar em fraturas retardadas, quer dizer, fraturas que ocorrem um certo tempo após a própria deformação. O hidrogênio pode aumentar progressivamente por difusão nos defeitos da estrutura do cristal, tais como as interfaces matriz/inclusão, limites duplos e limites dos grãos. É nos defeitos da estrutura que o hidrogênio pode tornar-se prejudicial quando alcança uma concentração crítica após um certo tempo. Esse atraso resulta do campo de distribuição do estresse residual e da cinética da difusão do hidrogênio, o coeficiente de difusão do hidrogênio à temperatura ambiente sendo baixo, mais particularmente em ligas estruturais austeníticas nas quais o caminho médio por segundo desse elemento está em torno de 0,03 mícrons. Em adição, o hidrogênio localizado nos limites dos grãos enfraquece sua coesão e favorece a aparência de fraturas intergranulares retardadas.

Existe, portanto, a necessidade de ter-se aços laminados a quente ou laminados a frio que apresentem simultaneamente uma alta resistência e uma alta ductilidade, combinado com uma resistência muito alta à fratura retardada. Há também a necessidade de fornecer-se tais aços a bom preço, quer dizer, sob condições de produção compatíveis com os requisitos de produtividade das linhas industriais existentes, e com custos aceitáveis para esse tipo de produto. É sabido, em particular, que é possível reduzir-se significativamente o teor de hidrogênio pelo tratamento térmico por degaseifica-ção específica. Fora os custos adicionais desses tratamentos, suas condições térmicas possivelmente resultam no embrutecimento dos grãos ou na precipitação de cementita nesses aços, freqüentemente incompatível com as necessidades em termos de propriedades mecânicas. O objetivo da invenção é, portanto, fornecer uma chapa de aço laminada a quente ou laminada a frio ou um produto que não seja caro de se produzir, tenha uma resistência maior que 900 MPa, um alongamento na fratura maior que 50%, seja particularmente adequado para conformação a frio e tenha uma resistência muito alta à fratura retardada, sem qualquer ne- cessidade particular de um tratamento térmico específico de degaseificação.

Para esse propósito, um objetivo da invenção é uma chapa de aço austenítica de ferro-carbono-manganês, cuja composição química compreende, os teores sendo expressos em % em peso: 0,45 < C < 0,75%; 15% < Mn 26%; Si < 3%; Al < 0,050%; S < 0,030%; P < 0,080%; N < 0,1%; pelo menos um elemento metálico escolhido entre vanádio, titânio, nióbio, cromo e molibdênio, onde 0,050% < V < 0,50%; 0,040% < Ti < 0,50%; 0,070% < Nb < 0,50%; 0,070% < Cr < 2%; 0,14% < Mo < 2% e, opcionalmente, um ou mais elementos escolhidos entre 0,0005% < B < 0,003%; Ni < 1%; Cu < 5%, o saldo da composição consistindo em ferro e das inevitáveis impurezas resultantes da fusão, as quantidades de elementos metálicos na forma de car-bonetos, nitretos ou carbonitretos precipitados, sendo: 0,030% < Vp < 0,150%; 0,030 V Tip < 0,130%; 0,040% < Nbp < 0,220%; 0,070% < Crp < 0,6%; 0,14 < Mop< 0,44%.

Preferivelmente a composição de aço compreende: 0,50% < C < 0,70%.

De acordo com uma configuração preferida, a composição do aço compreende: 17% < Mn < 24%.

De acordo com uma configuração preferida, a composição do aço compreende 0,070% < V < 0,40%, a quantidade de vanádio na forma de carbonetos, nitretos ou carbonitretos precipitados, sendo 0,070% < Vp< 0,140.

Preferivelmente a composição do aço compreende 0,060% < Ti < 0,40%, a quantidade de titânio na forma de carbonetos, nitretos e carbonitretos precipitados, sendo 0,060% < Tip V 0,110%.

Vantajosamente, a composição do aço compreende 0,090% < Nb < 0,40%, a quantidade de nióbio na forma de carbonetos, nitretos ou carbonitretos precipitados, sendo: 0,090% < Nbp < 0,200%.

Preferivelmente a composição do aço compreende 0,20% < Cr < 1,8%, a quantidade de cromo na forma de carbonetos, nitretos e carbonitretos precipitados, sendo 0,20% < Crp < 0,5%.

Preferivelmente a composição do aço compreende 0,20% < Mo < 1,8%, a quantidade de cromo na forma de carbonetos, nitretos e carboni- tretos precipitados, sendo 0,20% < Mop < 0,35%.

De acordo com uma configuração preferida, o tamanho médio dos mencionados precipitados está entre 5 e 25 nanômetros, e mais preferivelmente entre 7 e 20 nanômetros.

Vantajosamente, pelo menos 75% da população dos mencionados precipitados caem em uma posição intergranular.

Um outro objetivo da invenção é um processo para produção de uma chapa laminada a frio feita de aço austenítico ferro-carbono-manganês, cuja composição química do aço compreende, os teores sendo expressos em % em peso: 0,45% < C < 0,75%; 15% < Mn < 26%; Si < 3%; Al < 0,050%; S < 0,030%; P < 0,080%; N < 0,1%; pelo menos um elemento metálico escolhido entre vanádio, titânio, nióbio, cromo e molibdênio, onde 0,050% < V < 0,50%; 0,040% < Ti < 0,50%; 0,070% < Nb < 0,50%; 0,070% < Cr < 2%; 0,14% < Mo < 2%; e, opcionalmente, é fornecido um ou mais elementos escolhidos entre 0,0005% < B < 0,003%; Ni < 1%; Cu < 5%, o saldo da composição consistindo em ferro e das inevitáveis impurezas resultantes da fusão; um produto semi-acabado é fundido desse aço; esse produto semi-acabado é aquecido até uma temperatura de entre 1100Ό e 130013; esse produto semi-acabado é laminado a quente com uma temperatura final de laminação de 890Ό ou maior; a chapa obtida é bobinada a uma temperatura abaixo de 580Ό; a chapa é laminada a frio; e é executado um tratamento térmico de recozimen-to compreendendo uma fase de aquecimento a uma taxa de aquecimento Vh, uma fase de permanência a uma temperatura de permanência Ts por um tempo de permanência ts, seguido de uma fase de resfriamento a uma taxa de resfriamento Vc, opcionalmente seguida de uma fase de permanência a uma Tu por um tempo tu, os parâmetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, e tu sendo ajustados de forma a se obter a quantidade de elementos metálicos precipitados mencionada acima.

De acordo com um método preferido de implementação, os parâmetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu, são ajustados de tal forma que o tamanho médio dos precipitados de carbonetos, nitretos ou carbonitretos após o recozi- mento esteja entre 5 e 25 nanômetros, e preferivelmente entre 7 e 20 nanô-metros.

Vantajosamente, os parâmetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu são ajustados de tal forma que pelo menos 75% da população de precipitados após o re-cozimento caem em uma posição intergranular.

Em um método preferido de implementação, é fornecido um aço cuja composição inclui 0,050% < V < 0,50%, o produto semi-acabado é laminado a quente com uma temperatura final de laminação de 950Ό ou maior, a chapa é bobinada a uma temperatura abaixo de 500°C, a chapa é laminada a frio com uma razão de redução maior que 30%, é executado um tratamento térmico de recozimento com uma taxa de aquecimento Vh de entre 2 e 30O/S, a uma temperatura Ts de entre 700 e 870Ό por um tempo de entre 30 e 180 s, e a chapa é resfriada a uma taxa de entre 10 e 50O/S. A taxa de aquecimento está, preferivelmente, entre 3 e 7O/S.

De acordo com um outro método preferido de implementação, a temperatura de permanência Tsestá entre 720Ό 3 850Ό.

Vantajosamente, o produto semi-acabado é fundido na forma de placas ou tiras finas entre cilindros de aço contra-rotativos.

Ainda outro objetivo da invenção é o uso de uma chapa de aço austenítica descrita acima ou produzida por um processo descrito acima, para a produção de peças estruturais, peças de reforço ou peças externas, no campo automotivo.

Outras características e vantagens da invenção tornar-se-ão aparentes durante o curso da descrição abaixo, que é dada como exemplo.

Após numerosas tentativas, os inventores demonstraram que vários requisitos mencionados acima podem ser alcançados observando-se as seguintes condições: Em relação à composição química do aço, o carbono desempenha um papel muito importante na formação da microestrutura e das propriedades mecânicas. Ele aumenta a energia de empilhamento e promove a estabilidade da fase austenítica. Quando combinado com um teor de manganês variando de 15 a 26% em peso, esta estabilidade é alcançada por um teor de carbono acima de 0,45% ou maior. Entretanto, para um teor de carbono acima de 0,75%, torna-se difícil evitar a precipitação excessiva de car-bonetos em certos ciclos de aquecimento durante a produção industrial, e essa precipitação degrada a ductilidade.

Preferivelmente, o teor de carbono está entre 0,50 e 0,70% em peso de forma a se obter resistência suficiente combinada com uma precipitação ótima de carboneto ou carbonitreto. O manganês é também um elemento essencial para o aumento da energia de empilhamento e para estabilização da fase austenítica. Se esse teor for menor que 15%, há o risco da formação de fase martensítica, o que reduz apreciavelmente a capacidade de deformação. Além disso, quando o teor de manganês for maior que 26%, a ductilidade à temperatura ambiente é degradada. Em adição, por razões de custo, é indesejável que o teor de manganês seja alto. Preferivelmente o teor de manganês está entre 17 e 24% de forma a otimizar a energia de empilhamento e evitar a formação de martensita sob o efeito da deformação. Além disso, quando o teor de manganês for maior que 24%, o modo de deformação por torção é menos favorecido que o método de deformação pelo deslizamento de deslocamento perfeito. O alumínio é um elemento particularmente eficaz para a desoxi-dação do aço. Como o carbono, ele aumenta a energia de empilhamento. Entretanto, o alumínio é uma desvantagem se estiver presente em excesso em aços que tenham um alto teor de manganês, porque o manganês aumenta a solubilidade do nitrogênio no ferro líquido. Se uma quantidade excessivamente grande de alumínio estiver presente no aço, o nitrogênio, que combina com o alumínio, se precipita na forma de nitretos de alumínio que impede a migração de limites de grãos durante a conversão a quente e aumenta muito apreciavelmente o risco de aparecimento de fraturas no lingo-tamento contínuo. Em adição, como será explicado mais tarde, uma quantidade suficiente de nitrogênio deve estar disponível para formar precipitados finos, essencialmente de carbonitretos. Um teor de Al de 0,050% ou menos evita a precipitação de AIN e mantém um teor de nitrogênio suficiente para a precipitação dos elementos mencionados abaixo.

Conseqüentemente, o teor de nitrogênio deve ser 0,1% ou menos de forma a evitar esta precipitação e a formação de defeitos de volume (bolhas) durante a solidificação. Em adição, quando elementos capazes de se precipitarem na forma de nitretos, tais como vanádio, nióbio e titânio, estiverem presentes o teor de nitrogênio não deve exceder 0,1% por medo de provocar precipitação bruta, que é ineficaz para capturar o hidrogênio. O silício é também um elemento eficaz para desoxidar o aço e para o endurecimento da fase sólida. Entretanto, com um teor acima de 3%, ele reduz o alongamento e tende a formar óxidos indesejáveis durante certos processos de montagem, e deve, portanto, ser mantido abaixo desse limite. O enxofre e o fósforo são impurezas que fragilizam os limites dos grãos. Seus respectivos teores não devem exceder 0,030 e 0,080% de forma a manter uma ductilidade a quente suficiente.

Opcionalmente, o boro pode ser adicionado em uma quantidade de entre 0,0005 e 0,003%. Esse elemento segrega nos limites dos grãos austeníticos e aumenta sua coesão. Abaixo de 0,0005%, esse efeito não é obtido. Acima de 0,003%, o boro se precipita na forma de carbonetos de boro, e o efeito é saturado. O níquel pode ser usado opcionalmente para aumentar a resistência do aço pelo endurecimento da solução. O níquel contribui para alcançar um alto alongamento na fratura e em particular aumenta a tenacidade. Entretanto, é desejável, novamente por razões de custo, limitar-se o teor de níquel a um teor máximo de 1% ou menos.

Da mesma forma, opcionalmente, uma adição de cobre com um teor não excedendo 5% é um meio de endurecer o aço pela precipitação de cobre metálico. Entretanto, acima desse teor, o cobre é responsável pelo aparecimento de defeitos de superfície na chapa laminada a quente.

Elementos metálicos capazes de formar precipitados, tais como vanádio, titânio, nióbio, cromo e molibdênio, desempenham um papel importante dentro do contexto da invenção. Isto é porque é sabido que a fratura retardada é provocada por uma concentração local excessiva de hidrogênio, em particular nos limites dos grãos austeníticos. Os inventores demonstraram que certos tipos de precipitados, cuja natureza, quantidade, tamanho e distribuição são definidas precisamente na invenção, reduzem muito apreci-avelmente a sensibilidade à fratura retardada, e o fazem sem degradar as propriedades de ductilidade e tenacidade.

Os inventores inicialmente demonstraram que carbonetos, nitre-tos ou carbonitretos de vanádio, titânio ou nióbio precipitados são muito eficazes como armadilhas de hidrogênio. Carbonetos de cromo e molibdênio podem também preencher esse papel. À temperatura ambiente, o hidrogênio é portanto irreversivelmente apreendido na interface entre esses precipitados e a matriz. Entretanto, é necessário assegurar a apreensão do hidrogênio residual que possa ser encontrado sob certas condições industriais, para que a quantidade de elementos metálicos na forma de precipitados seja igual a, ou maior que, um teor crítico, que depende da natureza dos precipitados. A quantidade de elementos metálicos na forma de carboneto, nitreto e carbonitreto precipitados é denotada por Vp, Tip e Nbp no caso de vanádio, titânio e nióbio respectivamente, e por Crp e Mop no caso de cromo e molibdênio na forma de carboneto. A esse respeito, o aço contém um ou mais elementos metálicos escolhidos entre: - vanádio, numa quantidade entre 0,050 e 0,50% em peso, e com a quantidade na forma de precipitação Vp entre 0,030% e 0,150% em peso.

Preferivelmente o teor de vanádio está entre 0,070% e 0,40%, a quantidade de Vp estando entre 0,070% e 0,140% em peso; - titânio, em uma quantidade entre 0,040 e 0,50% em peso, a quantidade de Tip na forma de precipitado estando entre 0,030% e 0,130%. Preferivelmente, o teor de titânio está entre 0,060% e 0,40%, a quantidade de Tip estando entre 0,060% e 0,110% em peso; - nióbio, em uma quantidade entre 0,070 e 0,50% em peso, a quantidade de Nbp na forma de precipitado estando entre 0,040 e 0,220%. Preferivelmente, o teor de nióbio está entre 0,090% e 0,40%, a quantidade de Nbp estando entre 0,090% e 0,200% em peso. - cromo, em uma quantidade entre 0,070 e 2% em peso, a quantidade de Crp na forma de precipitado estando entre 0,070 e 0,6%. Preferivelmente o teor de cromo está entre 0,20 e 1,8%, a quantidade de Crp estando entre 0,20 e 0,5%; e - molibdênio, em uma quantidade entre 0,14 e 2% em peso, a quantidade de Mop na forma de precipitado estando entre 0,14 e 0,44%. Preferivelmente, o teor de molibdênio está entre 0,20 e 1,8%, a quantidade de Mop estando entre 0,20 e 0,35%. O valor mínimo expressado para esses vários elementos (por exemplo, 0,050% no caso do vanádio) corresponde a uma quantidade de adição necessária para formar precipitados nos ciclos de produção térmica. Um teor mínimo preferido (por exemplo, 0,070% no caso de vanádio) é recomendado, de forma a obter uma maior quantidade de precipitados. O valor máximo expresso para esses vários elementos (por exemplo, 0,50% no caso de vanádio) corresponde a uma precipitação excessiva, ou uma precipitação em uma forma inadequada, degradando as propriedades mecânicas, ou a uma implementação não econômica da invenção. Um teor máximo preferido (por exemplo 0,40% no caso de vanádio) é recomendado, de forma a otimizar a adição do elemento. O valor mínimo dos elementos metálicos na forma de precipitado (por exemplo, 0,030% no caso de vanádio) corresponde à quantidade de precipitados para reduzir muito eficazmente a sensibilidade às fraturas retardadas. Uma quantidade mínima preferida (por exemplo, 0,070% no caso do vanádio) é recomendada, de forma a se obter uma resistência particularmente alta à fratura retardada. O valor máximo dos elementos metálicos na forma de precipitados (por exemplo, 0,150% no caso do vanádio) marca a deterioração na ductilidade ou na tenacidade, a fratura sendo iniciada nos precipitados. Além disso, acima desse valor máximo ocorre intensa precipitação, o que pode evitar a completa recristalização durante os tratamentos térmicos do recozi-mento contínuo após a laminação a frio.

Um teor máximo preferido na forma de precipitados (por exemplo, 0,140% no caso do vanádio) é recomendado, de forma que a ductilidade seja mantida tanto quanto possível e de forma que a precipitação obtida seja compatível com a recristalização sob as condições usuais de recozimento de recristalização.

Além disso, os inventores demonstraram que um tamanho médio de precipitado excessivamente grande reduz a eficácia da apreensão. A frase "tamanho médio do precipitado" é entendida aqui como significando o tamanho que pode ser medido, por exemplo, usando-se réplicas de extração, seguido de observações em microscópio de transmissão eletrônica: o diâmetro (no caso de precipitados esféricos ou quase esféricos) ou é medido o comprimento maior (no caso de precipitados de forma irregular) de cada precipitado e então um histograma de distribuição de tamanhos para esses precipitados é gerado, do que é calculada a média pela contagem de um número de partículas estatisticamente representativo. Acima de um tamanho médio de 25 nanômetros, a eficácia da apreensão de hidrogênio diminui devido à interface reduzida entre os precipitados e a matriz. Para uma dada quantidade de precipitados, um tamanho médio de precipitado que exceda 25 nanômetros também reduz a densidade de precipitados que estão presentes, aumentando, assim, excessivamente a distância entre os locais de apreensão. A área interfacial para apreensão de hidrogênio é também reduzida. Preferivelmente o tamanho médio do precipitado é de menos de 20 nanômetros de forma a apreender a maior quantidade possível de hidrogênio.

Entretanto, quando o tamanho médio de partícula for menor que 5 nanômetros, os precipitados terão uma tendência de se formarem para serem coerentes com a matriz, reduzindo assim a capacidade de apreensão. A dificuldade para controlar esses precipitados muito finos é também aumentada. Essas dificuldades são otimamente evitadas quando o tamanho médio do precipitado for maior que 7 nanômetros. Esse valor médio pode incluir a presença de numerosos precipitados muito finos, tendo o tamanho da ordem de um nanômetro.

Os inventores demonstraram que os precipitados são vantajosamente localizados nas posições intergranulares, de forma a reduzir a sensibilidade às fraturas retardadas. Isto se dá porque, quando pelo menos 75% da população dos precipitados caem na posição intergranular, o hidrogênio possivelmente presente é distribuído mais uniformemente, sem acumulação nos limites dos grãos austeníticos que são locais potenciais de fragilização. A adição de um dos elementos mencionados anteriormente, particularmente o cromo, permite que vários carbonetos sejam precipitados, tais como MC, M7C3, M23C6, M3C, onde M denota não apenas o metal mas também Fe ou Mn, esses elementos estando presentes na matriz. A presença de ferro e manganês dentro do precipitado aumenta a quantidade de precipitados por um custo menor, aumentando assim a eficácia da precipitação.

Os inventores também demonstraram que adições de vanádio, esse elemento sendo precipitado na forma de carbonetos de vanádio VC, nitretos de vanádio VN, e carbonetos de vanádio V(CN) relativamente complexos, são particularmente vantajosas dentro do contexto da invenção. O objetivo da invenção é fornecer especificamente aços que tenham tanto propriedades mecânicas muito altas quanto baixa sensibilidade à fratura retardada. Conforme mencionado acima dentro do contexto de produção de uma chapa laminada a frio e recozida, é recomendado que o aço seja completamente recristalizado após o ciclo de recozimento. Uma precipitação excessivamente prematura, ocorrendo por exemplo no lingotamento, na laminação a quente ou na etapa de bobinamento, terá possivelmente um efeito retardado de recristalização e corre o risco de endurecer o metal e aumentar as forças de laminação a quente e de laminação a frio. Tal precipitação será também menos eficaz, uma vez que ocorrerá significativamente nos limites dos grãos austeníticos. O tamanho desses precipitados formados a alta temperatura será maior, freqüentemente acima de 25 nanômetros.

Os inventores demonstraram que adições de vanádio são particularmente desejáveis uma vez que a precipitação desse elemento dificilmente ocorre durante a laminação a quente ou o bobinamento. Conseqüen-temente, os ajustes das forças pré-existentes de laminação a quente e de laminação a frio não têm que ser modificadas e todo o vanádio está disponível para uma precipitação muito fina e uniforme durante o subseqüente ciclo de recozimento após a laminação a frio. A precipitação ocorre na forma de precipitados de VC e VN e V(CN) em escala nano uniformemente distribuídos, a grande maioria dos precipitados estando nas posições intergranula-res, quer dizer, na forma mais desejável de apreensão de hidrogênio. Em adição, essa precipitação fina limita o crescimento do grão, sendo possivelmente obtido um tamanho mais fino de grãos austeníticos após o recozimento. O processo de produção conforme a invenção é executado como segue: é fundido um aço que tem a seguinte composição: 0,45% < C < 0,75%; 15% < Mn < 26%; Si < 3%; Al < 0,050%; S < 0,03%; P < 0,080%; N < 0,1%; um ou mais elementos escolhidos entre 0,050% < V < 0,50%; 0,040% < Ti < 0,50%; 0,070% < Nb < 0,50%; 0,070% < Cr < 2%; 0,14% < Mo < 2% e, opcionalmente, um ou mais elementos escolhidos dentre 0,0005% < B < 0,003%; Ni < 1%; Cu < 5%, o saldo consistindo em ferro e das inevitáveis impurezas que surgem da fusão.

Essa fusão pode ser seguida do lingotamento do aço em lingotes, ou lingotamento contínuo em forma de placas com uma espessura em torno de 200 mm. O lingotamento pode também ser vantajosamente executado na forma de placas finas, com uma espessura de poucas dezenas de milímetros, de uma tira fina com uma espessura de poucos milímetros. Quando certos elementos adicionais conforme a invenção, tais como titânio ou nióbio, estão presentes, lingotar o aço na forma de produtos finos resultará mais particularmente na precipitação de nitretos ou carbonitretos muito finos e termicamente estáveis, cuja presença reduz a sensibilidade às fraturas retardadas.

Esses produtos semi-acabados lingotados são primeiramente aquecidos até uma temperatura entre 1100 e 1300Ό. O propósito desse aquecimento é alcançar, em todos os pontos, temperaturas favoráveis as altas deformações que o aço sofrerá durante a laminação. Entretanto, a temperatura de reaquecimento não deve exceder 1300°C pelo medo de chegar muito próximo à temperatura sólida, que podería ser alcançada em quaisquer regiões localmente enriquecidas com manganês e/ou carbono, e de provocar a passagem do aço localmente para o estado líquido, o que seria prejudicial à conformação a quente. Naturalmente, no caso de lingota-mento direto da placa fina, a etapa de laminação a quente desses produtos semi-acabados começando entre 1300 e 100013 pode ser executada diretamente após o lingotamento sem passar através de uma etapa intermediária de reaquecimento. O produto semi-acabado é laminado a quente, por exemplo, para se obter uma tira laminada a quente com espessura de 2 a 5 milímetros, ou mesmo 1 a 5 mm de espessura no caso de um produto semi-acabado resultante do lingotamento em placas finas, ou 0,5 a 3 mm no caso de lingotamento em tiras finas. O baixo teor de alumínio do aço conforme a invenção evita a precipitação excessiva de AIN, que prejudicaria a capacidade de deformação a quente durante a laminação. Para evitar qualquer problema de fratura através da falta de ductilidade, a temperatura final de laminação não deve ser menor que 89013.

Após a laminação a tira tem que ser bobinada a uma temperatura tal que não haja precipitação significativa de carbonetos, essencialmente cementita intergranular ((Fe,Mn)3C), que resultaria na redução de certas propriedades mecânicas. Isto é obtido quando a temperatura de bobinamen-to estiver abaixo de 58013. As condições de produção também serão escolhidas de tal forma que o produto obtido seja totalmente recristalizado.

Uma operação subseqüente de laminação a frio seguida de re-cozimento pode ser executada. Essa etapa adicional resulta em um tamanho de grão menor que aquele obtido em uma tira laminada a quente e portanto resulta em maiores propriedades de resistência. Naturalmente, ela deve ser executada se for desejado obter-se produtos de menores espessuras, variando, por exemplo, de 0,2 mm a uns poucos mm de espessura.

Um produto laminado a quente obtido pelo processo descrito acima é laminado a frio após ter sofrido opcionalmente uma operação de decapagem da maneira usual. Após essa etapa de laminação, o grão está bastante endurecido e é recomendado executar-se um tratamento de reco- zimento de recristalização. Esse tratamento tem o efeito de restaurar a ducti-lidade e de obter uma precipitação conforme a invenção. Esse recozimento, preferivelmente executado continuamente, compreende as seguintes etapas sucessivas: - uma etapa de aquecimento, caracterizada por uma taxa de aquecimento - uma etapa de permanência a uma temperatura Ts por um tempo de permanência ts. - uma fase de resfriamento a uma taxa de resfriamento Vc; e, opcionalmente, uma fase de permanência a uma temperatura Tu por um tempo de permanência tu.

Antes da fase opcional de permanência à temperatura Tu, o produto pode ser possivelmente resfriado até a temperatura ambiente. Essa fase de permanência à temperatura Tu pode opcionalmente ser executada em um equipamento em separado, por exemplo, um forno para recozimento estático de bobinas de aço. A escolha precisa dos parâmetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu é geralmente feita de forma que as propriedades mecânicas desejadas sejam obtidas, em particular graças à completa recristalização. Além disso, dentro do contexto da invenção, uma pessoa perita na técnica os ajustará, em particular de acordo com a razão de laminação a frio, de tal forma que a quantidade de elementos metálicos (V, Ti, Nb, Cr, Mo) presentes na forma de carbone-tos, nitretos ou carbonitretos precipitados após o recozimento caia dentro dos teores acima mencionados (Vp, Tip, Nbp, Crp, Mop).

Uma pessoa versada na técnica também ajustará esses parâmetros de recozimento de tal forma que o tamanho médio desses precipitados esteja entre 5 e 25 nanômetros, e preferivelmente entre 7 e 20 nanômetros.

Esses parâmetros podem, também ser ajustados de tal forma que a maioria da precipitação ocorre uniformemente na matriz, quer dizer, pelo menos 75% dos precipitados estão nas posições intergranulares.

Em particular, a invenção será vantajosamente implementada pelas adições de vanádio. Para fazê-la, será fundido um aço com a seguinte composição: 0,45 < C < 0,75%; 15% < Μη < 26%; Si < 3%; Al < 0,050%; S < 0,030%; P < 0,080%; N < 0,1%; 0,050% < V < 0,50% e, opcionalmente, um ou mais elementos escolhidos dentre 0,0005% < B < 0,003%; Ni < 1%; Cu < 5%. Uma chapa de aço conforme a invenção é otimamente produzida pelo lingotamento de um produto semi-acabado, pelo aquecimento até uma temperatura entre 1100 e 1300*0, pela laminação a quente desse produto semi-acabado com uma temperatura final de laminação de 950*0 ou maior e então pelo bobinamento da mesma a uma temperatura abaixo de 500*0. A chapa é laminada a frio com uma razão de redução maior que 30% (a razão de redução sendo definida por (espessura da chapa antes da laminação a frio - espessura da chapa após a laminação a frio)/(espessura da chapa antes da laminação a frio). A taxa de redução de 30% corresponde a uma deformação mínima de forma a se obter recristalização. A seguir um tratamento térmico de recozimento é executado com uma taxa de aquecimento Vh entre 2 e 10*C/s (preferivelmente entre 3 e 7*C/s) , a uma temperatura Ts entre 700 e 870*0 (preferivelmente entre 720 e 850 O) por um tempo entre 30 e 180s, a chapa sendo então resfriada a uma taxa entre 10 e 50*0/3.

Desta forma, é obtido um aço que tem uma resistência maior que 1000 MPa, com um alongamento na fratura de mais de 50%, e que oferece excelente resistência à fratura retardada devido à precipitação muito fina e uniforme de carbonitretos de vanádio.

No caso de adições de Cr ou Mo de acordo com a invenção, será vantajoso executar-se um tratamento de permanência da temperatura após o recozimento de recristalização, de tal forma que a precipitação de carbonetos de cromo ou molibdênio em escala nano não interaja com a recristalização. Esse tratamento pode ser executado em instalações de recozimento contínuo dentro de uma zona de superenvelhecimento imediatamente após a fase de resfriamento acima mencionada. Uma pessoa versada na técnica ajustará portanto os parâmetros desta fase de permanência (temperatura de permanência Tu, tempo de permanência tu) de forma que o carbonetos precipitados de cromo e molibdênio conforme a invenção. É tam- bém possível que essa precipitação ocorra pelo subseqüente recozimento do aço na forma de bobina.

Por meio de um exemplo não limitativo, os resultados a seguir mostrarão as características vantajosas proporcionadas pela invenção. Exemplo: Aços tendo a composição dada na tabela abaixo (as composições expressas em porcentagens em peso) foram fundidos. Fora os aços 11 e 12 conforme a invenção, a tabela dá para comparação a composição dos aços de referência. O aço R1 tem um teor de vanádio muito baixo. Uma chapa de aço laminada a frio do aço R2, sob as condições explicadas abaixo, tem uma quantidade muito alta de precipitados (veja tabela 2). O aço R3 tem um teor excessivo de vanádio.

Tabela 1 - Composição dos aços (11-2 conforme a invenção e R1-3 para referência) Produtos semi-acabados desses aços foram reaquecidos até 118012, laminados a quente com uma temperatura de 9 5012 para trazê-los a uma espessura de 3 mm, e então bobinados a uma temperatura de 5001C.

As chapas de aço assim obtidas foram então laminadas a frio com uma razão de redução de 50% até uma espessura de 1,5 mm e então recozidas sob as condições dadas na Tabela 2. A quantidade de elementos metálicos precipitados na forma de carbonetos, nitretos ou carbonitretos foi determinada nessas várias chapas por extração química e por dosagem seletiva. Por conta das composições e das condições de produção, esses precipitados opcionais foram baseados aqui em vanádio, predominantemente carbonitretos de vanádio. A quantidade de vanádio Vp na forma de precipitado está indicada na Tabela 2, juntamente com o tamanho médio do precipitado medido na base de réplicas de extração observadas usando-se um microscópio de transmissão eletrônica.

Tabela 2 - Condições para recozimento após a laminação a frio; estado de precipitação após o recozimento (*) fora da invenção A Tabela 3 mostra as propriedades mecânicas em tensão: quer dizer resistência e alongamento na fratura, obtidas sob essas condições. Além disso, discos circulares de 55 mm de diâmetro foram cortados das chapas de aço laminadas a frio e recozidas. Esses discos foram então estampados, por junção de modo a formar um copo de fundo plano (testes rápidos de estampagem à estricção usando-se um punção de 33 mm de diâmetro. Dessa forma, o fator β que caracteriza a severidade do teste (isto é, a razão do diâmetro inicial do disco para o diâmetro do punção) foi de 1,66. A seguir, foi verificada a possível presença de mícroflssuras, ou imediatamente após a conformação ou após esperar por 3 meses, caracterizando assim qualquer sensibilidade à fratura retardada. Os resultados dessas observações estão dadas também na Tabela 3.

Tabela 3 - Propriedades mecânicas de tensão obtidas nas chapas laminadas a frio e recozidas, e características de capacidade de estam-pagem e sensibilidade à fratura retardada n.d = nâo determinado No caso de referência R3, o teor total de vanádio (0,865%) é excessivo e foi impossível obter-se a recristalização mesmo após o recozi-mento a 850*0. As propriedades de alongamento foram, portanto, grandemente insuficientes. No caso do aço R2, embora o tamanho do precipitado seja adequado, a precipitação de vanádio ocorreu em uma quantidade excessiva (0,219% de vanádio precipitado), resultando na deterioração do alongamento na fratura e características insuficientes.

No caso do aço R1, a precipitação desejada estava ausente e a sensibilidade à fratura retardada foi observada.

Os aços 11 e I2 de acordo com a invenção incluíram precipitados do tipo e de tamanho adequados. Mais de 75% deles estavam localizados nas posições intergranulares. Esses aços combinam excelentes propriedades mecânicas (resistência maior que 1000 Mpa, alongamento maior que 55% e alta resistência à fratura retardada). Esta última propriedade foi obtida mesmo sem um tratamento térmico de degaseíficação específico.

As chapas laminadas a quente ou laminadas a frio conforme a invenção são vantajosa mente usadas na indústria automobilística na forma de peças estruturais, elementos de reforço ou partes externas as quais, devido à sua resistência muito alta e sua grande dúctil idade, ajudam muito eficazmente na redução do peso dos veículos enquanto aumentam a segurança no evento de um impacto.

REIVINDICAÇÕES

Claims (20)

1. Chapa de aço austenítico ferro-carbono-manganês, cuja composição química compreende, os teores sendo expressos em % em peso: 0,45% < C < 0,75% 15% < Mn < 26% Si < 3% Al < 0,050% S < 0,030% P < 0,080% N < 0,1%, 0,0005% < B < 0,003% pelo menos um elemento metálico escolhido entre vanádio, titânio, nióbio, cromo e molibdênio, onde 0,050% < V < 0,50% 0,040% < Ti < 0,50% 0,070% < Nb < 0,50% 0,070% < Cr <2% 0,14 < Mo < 2%, e, opcionalmente, um ou mais elementos selecionados entre Ni < 1 % Cu < 5%, o saldo da composição consistindo em ferro e das inevitáveis impurezas resultantes da fusão, as quantidades do(s) mencionado(s) (pelo menos um) elemento(s) metálico(s) na forma de carbonetos, nitretos ou car-bonitretos precipitados sendo: 0,030% <VP< 0,150% 0,030% <Tip< 0,130% 0,040% < Nbp < 0,220% 0,070% < Crp < 0,6% 0,14% <Mop< 0,44%.

2. Chapa de aço de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a composição do mencionado aço compreende, os teores sendo expressos em % em peso: 0,50% < C < 0,70%

3. Chapa de aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 e 2, caracterizada pelo fato de que a composição do mencionado aço compreende, os teores sendo expressos em % em peso: 17% < Mn < 24%

4. Chapa de aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, caracterizada pelo fato de que a composição do mencionado aço compreende 0,070% < V < 0,40%, a quantidade de vanádio na forma de carbonetos, nitretos ou carbonitretos precipitados sendo: 0,070% <V< 0,140%

5. Chapa de aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizada pelo fato de que a composição do mencionado aço compreende 0,060% < Ti < 0,40%, a quantidade de titânio na forma de carbonetos, nitretos ou carbonitretos precipitados sendo: 0,060% < Ti <0,110%

6. Chapa de aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, caracterizada pelo fato de que a composição do mencionado aço compreende 0,090% < Nb < 0,40%, a quantidade de nióbio na forma de carbonetos, nitretos ou carbonitretos precipitados sendo: 0,090% < Nb < 0,200%

7. Chapa de aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 6, caracterizada pelo fato de que a composição do mencionado aço compreende 0,20% < Cr < 1,8%, a quantidade de cromo na forma de carbonetos precipitados sendo: 0,20% < Cr <0,5%

8. Chapa de aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 7, caracterizada pelo fato de que a composição do mencionado aço compreende 0,20% < Mo < 1,8%, a quantidade de molibdênio na forma de carbonetos precipitados sendo: 0,20% < Mo < 0,35%

9. Chapa de aço de acordo com qualquer uma das reivindica- ções 1 a 8, caracterizada pelo fato de que o tamanho médio dos mencionados precipitados está entre 5 e 25 nanômetros.

10. Chapa de aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 9, caracterizada pelo fato de que o tamanho médio do mencionado precipitado está entre 7 e 25 nanômetros.

11. Chapa de aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 10, caracterizada pelo fato de que pelo menos 75% da população dos mencionados precipitados fica numa posição intergranular.

12. Processo para produção de uma chapa de aço laminada a frio feita de um aço austenítico ferro-carbono-manganês, no qual se proporciona um aço cuja composição química compreende, os teores sendo expressos em % em peso: 0,45% < C < 0,75% 15% < Mn < 26% Si < 3% Al < 0,050% S < 0,030% P < 0,080% N < 0,1% 0,0005% < B < 0,003% pelo menos um elemento metálico escolhido entre vanádio, titânio, nióbio, cromo e molibdênio, onde 0,050% < V < 0,50 0,040% < Ti < 0,50% 0,070% < Nb < 0,50% 0,070% < Cr <2% 0,14% < Mo < 2%, e, opcionalmente, um ou mais elementos escolhidos entre Ni < 1 % Cu < 5% o saldo da composição consistindo em ferro e as inevitáveis impurezas resultantes da fusão, um produto semi-acabado é lingotado desse aço; - o mencionado produto semi-acabado é aquecido a uma temperatura de entre 1100 e 1300Ό; - o mencionado produto semi-acabado é laminado a quente com uma temperatura final de laminação de 890Ό ou maior; - a mencionada chapa é bobinada a uma temperatura abaixo de 580Ό; - a mencionada chapa é laminada a frio; e - a mencionada chapa é submetida a um tratamento térmico de recozimento, o mencionado tratamento térmico de recozimento compreendendo uma fase de aquecimento a uma taxa de aquecimento Vh, uma fase de permanência a uma temperatura Ts por um tempo de permanência ts, seguido de uma fase de resfriamento a uma taxa de resfriamento Vc, opcionalmente seguida de uma fase de permanência a uma temperatura Tu por um tempo tu, os parâmetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu, sendo ajustado para se obter a quantidade do mencionado (pelo menos um) elemento metálico precipitado conforme definido em qualquer uma das reivindicações 1 a 8.

13. Processo de acordo com a reivindicação 12, caracterizado pelo fato de que os parâmetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu, são ajustados de tal forma que o tamanho médio do mencionado carboneto, nitreto ou carbonitreto precipitados após o mencionado recozimento está entre 5 e 25 nanômetros.

14. Processo de acordo com uma das reivindicações 12 e 13, caracterizado pelo fato de que os parâmetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu, são ajustados de tal forma que o tamanho médio dos mencionados precipitados após o mencionado recozimento está entre 7 e 19 nanômetros.

15. Processo de acordo com qualquer uma das reivindicações 12 a 14, caracterizado pelo fato de que os parâmetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu são ajustados de tal forma que pelo menos 75% da população dos mencionados precipitados após o mencionado recozimento cai em uma posição intergra-nular.

16. Processo para produção de uma chapa de aço ferro-carbono-manganês laminada a frio de acordo com a reivindicação 12, carac- terizado pelo fato de que é fornecido um aço cuja composição química inclui 0,050% < V < 0,50%, pelo fato de que o mencionado produto semi-acabado é laminado a quente com uma temperatura final de laminação de 950*0 ou maior, pelo fato de que a mencionada chapa é bobinada a uma temperatura abaixo de 500*0, pelo fato de que a mencionada chapa é laminada a frio com uma razão de redução maior que 30%, pelo fato de que um tratamento térmico de recozimento é executado com uma taxa de aquecimento Vh de entre 2 e 10*C/s, a uma temperatura Ts entre 700 e 870*0 por um tempo entre 30 e 180 s, e pelo fato de que a chapa é resfriada a uma taxa entre 10 e 50*C/s.

17. Processo para produção de uma chapa laminada a frio de acordo com a reivindicação 16, caracterizado pelo fato de que a taxa de a-quecimento Vh está entre 3 e 7*C/s.

18. Processo para produção de uma chapa laminada a frio de acordo com qualquer uma das reivindicações 16 e 17, caracterizado pelo fato de que a temperatura de permanência Ts está entre 720 e 850*C.

19. Processo de produção de acordo com qualquer uma das reivindicações 12 a 18, caracterizado pelo fato de que o mencionado produto semi-acabado é lingotado na forma de placas ou tiras finas entre cilindros de aço contra-rotativos.

20. Uso de uma chapa de aço austenítico como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 11, ou produzida por um processo como definido em qualquer uma das reivindicações 12 a 19, para a produção de peças estruturais, peças de reforço ou pelas externas, no campo automobilístico.