BRPI0809301B1 - Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento e método de produção da mesma - Google Patents

Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento e método de produção da mesma Download PDF

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Tatsuo Yokoi
Kazuya Ootsuka
Yukiko Yamaguchi
Tetsuya Yamada
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Abstract

chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento e excelente em propriedades de superfície e propriedades de rebarbação, e método de produção da mesma a invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente contendo, em termos de % em massa, c: 0,01 a o, 1%, si: 0,01 a o, 1%, mn: 0,1 a 3%, p: não mais que 0,1%, s: não mais que 0,03%, ai: 0,001 a 1%, n: não mais que 0,01%, nb: 0,005 a 0,08%, e ti: 0,001 a 0,2%, como restante sendo ferro e as inevitáveis impurezas, onde a fórmula: [nb] x [c] s 4,34 x 1 o·3 é satisfeita, a densidade no limite dos grãos da solução sólida c é de não menos que 1 átomo/nm2 e não mais que 4,5 átomos/nm2 , e o tamanho do grão de cementita precipitada nos limites dos grãos dentro da chapa de aço é de não mais que 1 ijm. esse método para produção de uma chapa de aço laminada a quente inclui: aquecer a placa de aço tendo a mesma composição que a chapa de aço laminada a quente acima a uma temperatura que seja não menos que a temperatura de srtmin (°c) e não mais que 1.170°c; executar a laminação em bruto em uma temperatura de término de não menos que 1.080°c e não mais que 1.150°c; subsequentemente iniciar a laminaão de acabamento em não menos que 30 segundos e não mais que 150 segundos em uma temperatura de não menos que 1.0oooc mas de menos de 1.080°c; completar a laminação de acabamento dentro de uma faixa de temperatura de não menos que a temperatura do ponto de transformação ar3 até não mais que 950°c de modo a alcançar uma razão de redução no passe final de não menos que 3% e não mais que 15%; e conduzir o resfriamento em uma taxa de resfriamento que exceda 15°c/s a partir de uma temperatura inicial até uma temperatura dentro de uma faixa de não menos que 450°c até não mais que 550°c, e então bobinando a chapa de aço.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO LAMINADA A QUENTE DE ALTA RESISTÊNCIA LIVRE DE DESCASCAMENTO E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA. CAMPO TÉCNICO [001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência que tenha excelentes propriedades de superfície e propriedades de rebarbação, e a um processo de produção da mesma.
[002] Este pedido reivindica prioridade sobre o Pedido de Patente Japonesa n° 2007-82567 depositada em 27 de março de 2007, cujo teor está aqui incorporado como referência.
ANTECEDENTES DA TÉCNICA [003] Em anos recentes, o aumento da resistência de chapas de aço com liga de ferro e o aumento do uso de metais leves tais como ligas de alumínio estão sendo ativamente promovidos com o propósito de reduzir de todas as formas o peso de chapas de aço por razões tais como uma melhoria do consumo de combustível de veículos a motor, e similares. Comparado com metais pesados ,tais como aços, metais leves tais como ligas de Al oferecem a vantagem de uma alta resistência específica; entretanto, eles tendem a ser extremamente caros, e portanto o uso de tais metais leves tende a ser limitado a aplicações especiais. Consequentemente, para permitir de toda maneira a redução de peso de chapas de aço para serem implantadas de forma barata e através de uma ampla faixa de aços, a resistência das chapas deve ser aumentada.
[004] Como o reforço de uma chapa de aço é geralmente acompanhado pela deterioração das propriedades d material tais como moldabilidade (propriedade de ser deformável) e similares, um desafio importante no desenvolvimento das chapas de aço de alta resistência é o
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2/80 da melhor forma de alcançar um aumento na resistência sem prejudicar as propriedades do material. Particularmente no caso de chapas de aço usadas para componentes de veículos a motor tais como membros de chapas internas, membros estruturais, membros inferiores, e similares, são requeridas propriedades tais como capacidade de conformação de flanges, capacidade de conformação de rebarbação, ductilidade, durabilidade da fadiga, resistência à corrosão, e similares, e a melhor forma de alcançar um alto grau de equilíbrio entre essas propriedades do material e propriedades superiores de resistência é muito importante.
[005] Por exemplo, as chapas de aço usadas para membros de veículos a motor tais como membros estruturais e membros inferiores que responde por aproximadamente 20% do peso do veículo, são tipicamente submetidas à formação de discos e furos por processos de corte e puncionamento, e subsequentemente submetida à conformação por prensagem que inclui principalmente processos de formação de flanges e processos de rebarbação. Portanto, as chapas de aço devem satisfazer um requerimento de capacidade de expansão do furo extremamente severa (valor l).
[006] Além disso, nas chapas de aço usadas para esses tipos de membro, há um preocupação comum de que fendas ou microfissuras podem ocorrer nas faces extremas formadas pelo processamento de corte ou puncionamento, e que essas fendas ou microfissuras podem então desenvolver-se em fraturas que levam a um colapso por fadiga. Como resultado, para melhorar a durabilidade da fadiga nas faces extremas dos tipos de materiais de aço acima, é necessário garantir que fendas ou microfissuras não ocorram.
[007] Conforme ilustrado na FIGURA 1, essas fendas e microfissuras que ocorrem nas faces extremas tendem a resultar em fraturamento em uma direção paralela à direção da espessura da face extre
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3/80 ma da chapa. Esse tipo de fraturamento é denominado descascamento. Na FIGURA 1, a superfície do cilindro circular representa uma superfície na direção da espessura da chapa, e o fraturamento que ocorre paralelamente a essa superfície cilíndrica circular é chamada descascamento.
[008] Esse descascamento ocorre em aproximadamente 80% dos casos para chapas de aço tendo resistência na ordem de 540 MPa, e ocorre em substancialmente 100% dos casos para chapas de aço tendo resistência da ordem de 780 MPa. Além disso, esse descascamento ocorre independentemente da razão de expansão do furo (l). Por exemplo, o descascamento ocorre indiferentemente se a razão de expansão do furo for 50% ou 100%.
[009] Além disso, a chapa de aço usada para membros de veículos a motor tais como trilhos de assentos, fivelas de cintos de segurança, discos de roda, e similares deve ser uma chapa de aço de alta resistência que apresente aparência estética superior e propriedades de design superiores bem como excelente capacidade de conformação. Como resultado, as várias chapas de aço usadas em componentes de veículos a motor e similares não apenas requerem as propriedades de material descritas acima, mas podem também requerer um nível severo de qualidade de superfície dependendo da aplicação da chapa de aço.
[0010] Para alcançar uma combinação de alta resistência e várias propriedades do material, e particularmente a capacidade de conformação, foram descritos processos de produção nos quais, assegurando-se que 90% ou mais das microestruturas do aço são ferrita e o restante são bainita, pode ser produzida uma chapa de aço que apresente uma combinação de alta resistência e ductilidade superior e capacidade de expansão do furo (por exemplo, veja o documento de patente
1).
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4/80 [0011] Entretanto, uma vez que uma chapa de aço produzida usando as técnicas descritas no Documento de Patente 1 contém 0,3% ou mais de Si, um padrão de carepa do tipo tiras na direção de laminação conhecida como carepa vermelha (carepa de Si) tende a ser gerada na superfície da chapa de aço. Portanto, é difícil aplicar a chapa de aço a componentes de veículos a motor que requerem uma qualidade de superfície rígida.
[0012] Além disso, investigações dos inventores da presente invenção revelaram que aços que tenham a composição descrita no Documento de patente 1 sofrem de descascamento após o processo de puncionamento.
[0013] Para tratar desse problema, foram descritas técnicas nas quais, suprimindo-se a quantidade adicionada de Si para não mais que 0,3% para inibir a ocorrência de carepa vermelha, e adicionando-se Mo para reduzir o tamanho dos precipitados, é obtida uma chapa de aço de alta tensão que tem resistência superior enquanto também alcança uma excelente capacidade de conformação de flange (por exemplo, veja os Documentos de Patente 2 e 3).
[0014] Nas chapas de aço preparadas usando-se as técnicas descritas nos Documentos de Patente 2 e 3, embora a quantidade de Si adicionado não seja maior que aproximadamente 0,3%, é difícil suprimir satisfatoriamente a geração de carepa vermelha. E como as técnicas também exigem a adição de 0,07% ou mais de Mo, que é um elemento de ligação caro, os custos de produção tendem a ser altos.
[0015] Além disso, investigações dos inventores da presente invenção revelaram que aços que tenham a composição descrita nos Documentos de Patente 2 ou 3 sofrem de descascamento após um processo de puncionamento.
[0016] As técnicas descritas nos Documentos de Patente 2 e 3 não fazem absolutamente nenhum comentário em relação às técnicas
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5/80 para suprimir a ocorrência de fendas ou microfissuras nas faces extremas formadas por processamentos de corte ou puncionamento.
Documento de Patente 1: Pedido de Patente Japonesa não-examinado, Primeira Publicação n° H06-293910
Documento de Patente 2: Pedido de Patente Japonesa não-examinado, Primeira Publicação n° 2002-322540
Documento de Patente n° 3: Pedido de Patente Japonesa não-examinado, Primeira Publicação n° 2002-322541
DESCRIÇÃO DA INVENÇÃO
PROBLEMAS A SEREM RESOLVIDOS PELA INVENÇÃO [0017] A presente invenção foi proposta à luz dos casos descritos acima, e um objetivo da presente invenção é fornecer uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência que tenha excelentes propriedades de superfície e propriedades de rebarbação, que tenha um alto grau de resistência mas possa ainda ser aplicada a membros que devam satisfazer requisitos severos de capacidade de conformação e de expansão do furo, que apresente excelentes propriedades de superfície sem degradação da aparência externa tais como carepa de Si na superfície do membro, e seja uma chapa de aço que tenha uma resistência de 540 MPa ou maior, ou uma chapa de aço que tenha uma resistência de 780 MPa ou maior, que apresente excelente durabilidade ao fraturamento (descascamento) na face extrema formada por processamentos de corte ou puncionamento. Um outro objetivo da presente invenção é fornecer um processo de produção capaz de produzir essa chapa de aço de modo barato e estável.
[0018] Na presente invenção, a expressão excelentes propriedades de rebarbação refere-se a um aço para o qual nenhum descascamento ocorre na face extrema, e para o qual os testes que usam o método de teste de expansão do furo prescrito na Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996 produz uma razão de expansão
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6/80 do furo de 135% ou maior para uma chapa de aço que tenha uma resistência de 540 MPa e uma razão de expansão do furo de 90% ou maior para uma chapa de aço que tenha uma resistência de 780 MPa ou maior.
MEIOS DE RESOLUÇÃO DOS PROBLEMAS [0019] Para alcançar os objetivos acima, os inventores da presente invenção imaginaram a seguinte chapa de aço laminada a quente de alta resistência tendo excelentes propriedades de superfície e excelentes propriedades de rebarbação.
[0020] Uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento e excelente em propriedades de superfície e propriedades de rebarbação conforme a presente invenção contém, em valores em % em massa, C: 0,01 a 0,1%, Si: 0,01 a 0,1%, Mn: 0,1 a 3%, P: não mais que 0,1%, S: não mais que 0,03%, Al: 0,001 a 1%, N: não mais que 0.01%, Nb: 0,005 a 0,08%, e Ti: 0,001 a 0,2%, com o restante sendo ferro e as inevitáveis impurezas, onde se o teor de NB for representado por [Nb] e o teor de C for representado por [C], então a chapa de aço satisfaz a fórmula abaixo:
[Nb] x [C] < 4,34 x 10-3, uma densidade no contorno dos grãos da solução sólida de C (densidade atômica da solução sólida de C no contorno dos grãos) é de não menos que 1 átomo/nm2 e não mais que 4,5 átomos/nm2, e um tamanho de grão de cementita (grãos de cementita) precipitados nos contornos dos grãos dentro da chapa de aço é de não mais que 1 pm. [0021] Na chapa de aço laminada a quente da presente invenção, os teores dos elementos devem satisfazer C: 0,01 a 0,07%, Mn: 0,1 a 2%, Nb: 0,005 a 0,05%, e Ti: 0,001 a 0,06%, onde se o teor de Si for representado por [Si] e o teor de Ti for representado por [Ti], então a chapa de aço deve satisfazer a fórmula abaixo:
x [Si] > [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]), e
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7/80 a resistência à tração por estar em uma faixa de 540 MPa a menos de 780 MPa.
[0022] Os níveis de teores dos elementos devem satisfazer C: 0,03 a 0,1%, Si: 0,01 < Si < 0,1, Mn: 0,8 a 2,6%, Nb: 0,01 a 0,08%, e Ti: 0,04 a 0,2%, onde se o teor de Ti for representado por [Ti], então a chapa de aço deve satisfazer a fórmula abaixo:
0,0005 < [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) < 0,005, e as resistência à tração deve ser pelo menos 780 MPa.
[0023] A chapa de aço pode também incluir, em valores em % em massa, um ou mais elementos selecionados entre Cu: 0,2 a 1,2%, Ni: 0,1 a 0,6%, Mo: 0,05 a 1%, V: 0,02 a 0,2%, e Cr: 0,01 a 1%.
[0024] A chapa de aço pode também incluir, em valores em % em massa, um ou ambos entre Ca: 0,0005 a 0,005% r REM: 0,0005 a 0,02%.
[0025] A chapa de aço pode também incluir, em um valor em % em massa, B: 0,0002 a 0,002%, e uma densidade nos contornos dos grãos da solução sólida de C e/ou da solução sólida de B (densidade de átomos da solução sólida de C e/ou da solução sólida de B nos contornos dos grãos) é de não menos que 1 átomo/nm2 e não mais que 4,5 átomos/nm2.
[0026] A chapa de aço pode ser galvanizada.
[0027] Um método para produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento e excelente em propriedades de superfície e propriedades de rebarbação conforme a presente invenção inclui:
Aquecer uma placa de aço tendo os mesmos componentes que a chapa de aço laminada a quente da presente invenção a uma temperatura que não é menor que a temperatura SRTmin (°C) que satisfaz a fórmula mostrada abaixo e não maior que 1. 170°C,
SRTmin = 6670 / {2,26 - log([Nb]x[C])} - 273;
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8/80 executar a laminação em bruto em uma temperatura de acabamento de não menos que 1.080°C e não mais que 1.150°C; su bsequentemente começar a laminação de acabamento dentro de não menos que 30 segundos e não mais que 150 segundos em uma temperatura de não menos que 1.000°C mas menor que 1.080°C; comple tar a laminação de acabamento dentro de uma faixa de temperaturas de não menos que a temperatura do ponto de transformação Ar3 até não mais que 950°C de forma a alcançar uma razão de redução no passe final de não menos que 3% e não mais que 15%; e conduzir o resfriamento a uma taxa de resfriamento que excede 15°C/s a part ir da temperatura inicial de resfriamento até uma temperatura dentro de uma faixa de não menos que 450°C até não mais que 550°C, e então resfriando a chapa de aço.
[0028] No método para produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento e excelente em propriedades de superfície e rebarbação conforme a presente invenção, a chapa de aço obtida após o bobinamento pode ser submetida a lavagem ácida, e então pode ser imersa em um banho de galvanização para galvanizar a superfície da chapa de aço.
[0029] A chapa de aço obtida após a galvanização pode ser submetida a um tratamento de ligação.
EFEITO DA INVENÇÃO [0030] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência que tenha excelentes propriedades de superfície e excelentes propriedades de rebarbação e a um método para a produção de tal chapa de aço. Esse tipo de chapa de aço pode ser prontamente aplicado a membros que devam satisfazer requisitos severos de capacidade de conformação e capacidade de expansão do furo. A chapa de aço apresenta excelentes propriedades de superfície sem degradação da aparência externa tais como carepa de Si na su
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9/80 perfície do membro, e a chapa de aço também apresenta excelente durabilidade à fissuração (descascamento) nas faces extremas formadas pelos processamentos de corte ou puncionamento. De acordo com o processo de produção, uma chapa de aço que tenha uma resistência de 540 MPa ou maior, ou uma resistência de 780 MPa ou maior, e tenha excelentes propriedades de superfície e excelentes propriedades de rebarbação pode ser produzida de forma barata e estável. Consequentemente, a presente invenção pode ser avaliada como tendo um alto valor industrial.
BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS [0031] A FIGURA 1 é uma fotografia mostrando uma porção puncionada vista diagonalmente por cima da porção.
[0032] A FIGURA 2 é um gráfico ilustrando a existência ou ausência de fratura na superfície na relação entre a densidade de segregação nos contornos dos grãos (densidade dos contornos dos grãos) da solução sólida C e da solução sólida B e a temperatura de bobinamento.
[0033] A FIGURA 3 é um gráfico ilustrando a relação entre o valor de expansão do furo e o tamanho do grão no contorno do grão da cementita.
[0034] A FIGURA 4 é um gráfico ilustrando a relação entre o tamanho de grão no contorno de grão da cementita e a temperatura de resfriamento.
[0035] A FIGURA 5 é um diagrama ilustrando a existência ou ausência de carepa de Si na relação entre o teor de Si e a temperatura de aquecimento.
[0036] A FIGURA 6 é um gráfico ilustrando a relação entre a resistência à tração da chapa de aço e a temperatura de aquecimento. MELHOR FORMA DE REALIZAR A INVENÇÃO [0037] Uma descrição detalhada de uma chapa de aço laminada a
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10/80 quente de alta resistência que tenha excelentes propriedades de superfície e rebarbação (doravante referida simplesmente como a chapa de aço laminada a quente) é apresentada abaixo como uma descrição da melhor forma de execução da presente invenção. Na descrição a seguir, valores em % em massa que detalham as composições são definidos usando-se simplesmente %.
[0038] Inicialmente está a descrição dos resultados da pesquisa fundamental empreendida no desenvolvimento da presente invenção.
[0039] Os inventores da presente invenção conduziram vários testes para verificar os efeitos que fatores metalúrgicos tais como os materiais, a composição e a microestrutura de uma chapa de aço laminada a quente exercem tanto nas microfissuras que ocorrem nas faces extremas dos membros quanto nas faces formadas por processamento de corte e puncionamento (doravante essas fendas ou microfissuras são descritas usando-se o termo genérico descascamento (ou fenda da fratura de superfície) quanto à ocorrência de carepa de Si). Os resultados obtidos estão descritos abaixo.
[0040] Em chapas de aço de alta resistência nas quais ocorreu descascamento, quando a microestrutura foi observada após tratar a chapa de aço com uma causticação com solução de nital, nenhum limite de grãos foi detectado.
[0041] Em chapas de aço de alta resistência que não tenha descascamento, quando a microestrutura foi observada após tratar a chapa de aço com uma causticação com uma solução de nital, ao limites dos grãos foram algumas vezes detectados e outras vezes não detectados.
[0042] Em aços interstitial-free (átomos) (aços IF), não ocorre descascamento. Entretanto, quando a microestrutura foi observada após o tratamento essa chapa de aço com uma causticação com solução de nital, os limites dos grãos não foram detectados, e a razão de
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11/80 expansão do furo foi alta.
[0043] Dos resultados acima, foi determinado que o descascamento não apresenta uma correlação principal com a detecção dos limites dos grãos usando-se uma causticação com uma solução de nital.
[0044] Consequentemente, outros testes foram conduzidos para determinar relações mais detalhadas para o descascamento. Uma descrição detalhada dos testes para uma investigação detalhada dos limites dos grãos de cristal e os resultados desses testes está apresentada abaixo, mas conforme fica evidente na FIGURA 2, são relatadas a solução sólida C presente nos limites dos grãos de cristal e as ocorrências de descascamento.
[0045] Para investigar detalhes dessa relação, foram conduzidos os testes descritos abaixo.
[0046] Inicialmente, placas de aço contendo os componentes do aço mostrados na Tabela 1 foram fundidas, e chapas de aço laminadas a quente com espessura de 2 mm foram preparadas pelo processo de produção para chapas de aço laminadas a quente sob várias temperaturas de bobinamento. Cada uma das chapas de aço laminadas a quente assim obtida foi investigada quanto a existência ou ausência de fenda na superfície da fratura (descascamento) em termos da relação entre a temperatura de bobinamento e a densidade do contorno do grão da solução sólida C e/ou da solução sólida B, a relação entre o tamanho do grão do contorno do grão de cementita precipitado nos limites dos grãos e o valor da expansão do furo, e a relação entre a temperatura de bobinamento e o tamanho de grão do contorno do grão da cementita. Nessa descrição, o símbolo 1* nas tabelas representa o valor de [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]), e o símbolo 2* representa o valor de 3 x [Si] - {[C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb])}. Nas tabelas, [C] representa o teor de C, [Ti] representa o teor de Ti, [Nb] representa o teor de Nb e [Si] representa o teor de Si.
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Tabela 1
Aço Composição q uímica (unidades: % em massa) [Nb]x[C] 1* 2*
C Si Mn P S Al N Nb Ti B
A 0,045 0,06 1,22 0,012 0,004 0,037 0,0038 0,045 0,033 -- 0,00203 0,0309 0,1491
B 0,043 0,07 1,24 0,011 0,005 0,041 0,0035 0,043 0,036 0,007 0,00185 0,0285 0,1815
12/80
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13/80 [0047] Nessas investigações, o valor da expansão do furo (razão de expansão do furo), rachadura da superfície na fratura (descascamento), tamanho de grão da cementita no contorno do grão, e densidade de segregação no contorno do grão foram avaliados de acordo com os métodos descritos abaixo.
[0048] O valor de expansão do furo foi avaliado de acordo com o método de teste de expansão do furo prescrito na Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996. Também a existência ou ausência de rachadura da superfície na fratura foi determinada puncionando-se a chapa de aço com uma compensação de 20% usando-se o mesmo método do teste de expansão do furo prescrito na Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996, e então examinandose visualmente a superfície puncionada.
[0049] Uma amostra foi cortada de uma superfície a 1/4W ou 3/4W através da largura da chapa de aço de amostra. Então, uma amostra para observação por um microscópio de transmissão eletrônica foi tirada a ¼ da espessura da amostra cortada, e foi observada usando-se um microscópio de transmissão eletrônica provido de um canhão de emissão de campo (FEG) tendo uma voltagem de aceleração de 200 kV. Os precipitados observados nos limites dos grãos foram confirmados como cementita pela análise do padrão de difração. Nessa investigação, os tamanhos de grão foram medidos para todas as partículas de cementita nos limites dos grãos observadas em um único campo de visão, e o tamanho de grão da cementita no limite dos grãos é definido como o valor médio dos valores de tamanho de grão medidos.
[0050] Para medir o C em solução sólida que existe nos limites dos grãos e dentro dos grãos, foi usado um método de sondagem atômica tridimensional. Uma sonda atômica sensível à posição (PoSAP), que foi desenvolvida em 1988 por A. Cerezo e outros na Oxford University é um equipamento mo qual o detector sensível à posição
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14/80 está incorporado ao detector de uma sonda atômica, e durante a análise é capaz de medir simultaneamente o tempo de voo e a posição dos átomos que atingem o detector sem usar uma abertura, Empregando-se esse equipamento, não apenas podem todos os elementos da composição dentro da liga na superfície da amostra ser mostrados com resolução espacial de nível atômico usando-se um mapa bidimensional, mas um mapa tridimensional pode também ser mostrado e analisado usando-se o fenômeno de evaporação de campo para evaporar uma camada atômica de uma vez da superfície da amostra, e expandir o mapa bidimensional na direção da espessura. Para observar os limites dos grãos, uma amostra AP em forma de agulha contendo limites de grãos foi preparada usando-se um equipamento de FIB (feixe de íon concentrado) / FB2000A produzido pela Hitachi, Ltd. como segue. A amostra cortada foi conformada em uma forma de agulha de modo que o limite de grão estava situado na ponta da agulha pelo polimento eletrolítico usando-se um feixe de varredura de forma arbitrária. Grãos de cristal de diferentes orientações apresentam contraste devido a um fenômeno de canalização de um SIM (microscópio de varredura de íons), e portanto a amostra foi observada sob um SIM para identificar um limite de grão e então cortada usando-se um feixe de íons. Usando um equipamento OTAP produzido por Cameca como o equipamento de sondagem atômica tridimensional, foi conduzida a medição sob condições que incluem uma temperatura de locação da amostra de aproximadamente 70 K, uma voltagem total de sondagem de 10 to 15 kV e uma razão de pulso de 25%. O contorno do grão e o interior do grão de cada amostra foi medido três vezes, e o valor médio foi gravado como valor representativo. O valor obtido subtraindo-se o ruído de fundo e similares do valor medido foi definido como a densidade de átomo por unidade de área do contorno do grão, e esse resultado foi gravado como a densidade de contorno do grão (densidade de
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15/80 segregação do contorno do grão) (número/nm2).
[0051] Consequentemente, o C na solução sólida que existe nos limites dos grãos é simplesmente o átomo de C que existe nos limites dos grãos.
[0052] Na presente invenção, a densidade no contorno do grão do C na solução sólida é definida como o número (densidade) de átomos de C Solubilizado sólido que existe no limite dos grãos por unidade de área do contorno do grão.
[0053] Porque o mapa do átomo descreve a distribuição de átomos em três dimensões, pode ser confirmado que o número átomos de C nos limites dos grãos de cristal é grande. No caso de um precipitado, o precipitado pode ser identificado pelo número de átomos e relação posicional relativa a outros átomos (tais como Ti).
[0054] Nos aços contendo os componentes mostrados na Tabela 1, foi confirmado que não existe quase nenhum C na solução sólida e a maioria dos átomos de C existiram como precipitados com Ti e Nb.
[0055] A FIGURA 2 é um gráfico ilustrando a existência ou ausência de descascamento (fenda na superfície de fratura) na relação entre a densidade no contorno do grão na solução sólida C e na solução sólida B e a temperatura de bobinamento.
[0056] Da FIGURA 2, fica claro que a temperatura de bobinamento e a densidade no contorno do grão da solução sólida C e da solução sólida B apresentam uma correlação extremamente forte. Em uma nova descoberta, foi descoberto que no caso em que a temperatura de bobinamento foi 550°C ou menor para um aço A não co ntendo B adicionado, e no caso onde a temperatura de bobinamento foi 650°C ou menor para um aço B contendo B adicionado, a densidade de contorno do grão da solução sólida C e da solução sólida B foi pelo menos 1 átomo/nm2, e o descascamento (fenda na superfície de fratura) pode ser evitado.
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16/80 [0057] No aço A, se a temperatura de bobinamento excedeu 550°C, então a solução sólida C que foi segregada nos limites dos grãos tendeu a ser precipitada dentro dos grãos como TiC após o bobinamento, e a densidade no limite dos grãos da solução sólida C caiu para menos de um átomo/nm2. Como resultado, a resistência dos limites dos grãos diminuiu em relação ao interior do grão, e é considerado que isto provoca fraturas no contorno do grão durante os processos de puncionamento ou corte, resultando em fenda na superfície da fratura.
[0058] O fato de que B é segregado nos limites dos grãos é bemconhecido, e com base na informação ilustrada na FIGURA 2, pareceria que adicionando-se B, o aumento na densidade no limite dos grãos da solução sólida B foi aproximadamente 1 átomo/nm2. Nesses casos onde B existe, o número de solução sólida B o limite dos grãos deve ser adicionado ao número de solução sólida C no cálculo da densidade no limite dos grãos.
[0059] A FIGURA 3 é um gráfico ilustrando a relação entre o valor de expansão do furo e o tamanho de grão da cementita que existe nos limites dos grãos. Da FIGURA 3, foi evidente que o valor de expansão do furo e o tamanho de grão da cementita que existe nos limites dos grãos apresentaram uma correlação extremamente forte.
[0060] Além disso, em uma nova descoberta, foi descoberto que quando o tamanho de grão da cementita que existe nos limites dos grãos foi 1 pm ou menor, o valor de expansão do furo aumentou significativamente.
[0061] Conforme mostrado na FIGURA 2, tanto o aço A quanto o aço B contêm a solução sólida C nos limites dos grãos. Consequentemente, foi conduzida uma investigação na relação entre a densidade no contorno do grão e o tamanho de grão de cementita que existe no limite dos grãos.
[0062] A FIGURA 4 é um gráfico ilustrando a relação entre o ta
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17/80 manho de grão de cementita do contorno do grão e a temperatura de bobinamento. Da FIGURA 4, é evidente que a temperatura de bobinamento e o tamanho de grão da cementita precipitada nos limites dos grãos apresentam uma correlação extremamente forte. Em uma nova descoberta, foi descoberto que quando a temperatura de bobinamento foi 450°C ou maior, o tamanho de grão da cementita no contorno do grão foi de 1 pm ou menor.
[0063] Em outras palavras, foi descoberto que quando a densidade no limite dos grãos foi de não mais que 4,5 átomos/nm2, o tamanho de grão da cementita foi 1 pm ou menos.
[0064] Dos resultados acima, foi descoberto que garantir-se uma densidade no contorno do grão de não menos que 1 átomo/nm2 e de não mais que 4,5 átomos/nm2 representou condições particularmente favoráveis para evitar a ocorrência de descascamento e melhorar o valor de expansão do furo.
[0065] Imagina-se que a descoberta de que a razão de expansão do furo é ainda mais melhorada quando o tamanho de grão da cementita que existe nos limites dos grãos é 1 pm ou menor seja devido às razões descritas abaixo.
[0066] Primeiramente, imagina-se que a capacidade de conformação de flanges e a capacidade de conformação de rebarbas que são representadas pelo valor de expansão do furo são afetadas por vãos que agem nas origens para a fratura gerada durante os processos de puncionamento ou de corte. Imagina-se que naqueles casos em que a fase cementita precipitou nos limites dos grãos da fase principal é razoavelmente grande comparado com os grãos da fase principal, os grãos da fase principal são submetidos a um estresse excessivo na vizinhança dos limites dos grãos da fase principal; através disso, esses vãos são gerados. Entretanto, imagina-se que nos casos em que o tamanho de grão da cementita nos limites dos grãos é de não mais que
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18/80 pm, os grãos de cementita são relativamente pequenos comparados com os grãos da fase principal, e não ocorre nenhuma concentração de estresse mecânico; portanto, vãos são improváveis de acontecer, e assim o valor de expansão do furo é melhorado.
[0067] A seguir, sob a premissa de melhorar a razão de expansão do furo enquanto se evita a ocorrência de descascamento, os inventores da presente invenção fundiram uma série de placas de aço contendo os componentes mostrados na Tabela 2 que incluíram uma quantidade variada de Si adicionado, e chapas de aço laminadas a quente tendo uma espessura de 2 mm foram preparadas pelo processo de produção para chapas de aço laminadas a quente sob várias temperaturas de aquecimento para o aquecimento da placa conduzido antes da laminação. Os inventores da presente invenção investigaram cada uma das chapas de aço laminadas a quente assim obtidas quanto à existência ou ausência de carepa de Si em termos da relação entre a temperatura de aquecimento e a resistência à tração.
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Tabela 2
Aço Composição química (unidade: % em massa) [Nb]x[C] Temperatura da solução (°C) 1* 2*
C Si Mn P S Al N Nb Ti B
C 0,045 0,02 1,22 0,011 0,004 0,038 0,0038 0,045 0,033 -- 0,00203 1074 0,0309 0,0291
D 0,044 0,08 1,21 0,012 0,006 0,035 0,0041 0,045 0,031 -- 0,00198 1071 0,0304 0,2096
E 0,043 0,11 1,22 0,01 0,006 0,033 0,004 0,046 0,035 -- 0,00198 1071 0,0283 0,3017
F 0,043 0,27 1,24 0,011 0,005 0,041 0,0035 0,043 0,036 -- 0,00185 1063 0,0285 0,7815
19/80
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20/80 [0068] A presença ou ausência de carepa de Si foi confirmada por observação visual após a lavagem ácida. Além disso, a resistência à tração foi medida cortando-se um corpo de prova n° 5 prescrito na JIS Z 2201 de cada chapa de aço, e então medindo-se a resistência à tração usando-se o método de medição da resistência à tração prescrito na JIS Z 2201.
[0069] A FIGURA 5 ilustra a existência ou ausência de carepa de Si na relação entre o teor de Si e a temperatura de aquecimento. Da FIGURA 5, ficou evidente que se a chapa de aço continha mais de 0,1% de Si, então a carepa de Si ocorreu independentemente da temperatura de aquecimento. Além disso, da FIGURA 5, foi também confirmado que mesmo no caso onde o teor de Si da chapa de aço foi 0,1% ou menos, se a temperatura de aquecimento excedeu 1.170°C, então ocorreu carepa de Si de maneira similar àquela observada no caso em que o teor de Si excedeu 0,1%.
[0070] Além disso, no caso em que a temperatura de aquecimento foi de não mais que 1.170°C, foi confirmado que diferentemente dos resultados observados quando o teor de Si excedeu 0,1%, se o teor de Si foi 0,1% ou menos, então a carepa de Si não ocorreu.
[0071] A carepa de Si aparece como um padrão vermelho-marrom em forma de ilhas na superfície da chapa de aço após a laminação a quente, e provoca uma deterioração marcada na qualidade da aparência externa da chapa de aço. Além disso, como a carepa de Si forma aspereza na superfície da chapa de aço, os padrões em forma de ilha permanecem mesmo após a lavagem ácida, e isto provoca uma deterioração marcada nas propriedades de superfície inclusive na aparência externa. Imagina-se que essa aspereza que se desenvolve na superfície do aço contendo Si é provocada pela faialita Fe2SiÜ2 que é um composto gerado por uma reação entre óxidos de Si e óxidos de ferro. Além disso, imagina-se que a carepa de Si (carepa vermelha) que é
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21/80 gerada naqueles casos em que onde o teor de Si é relativamente pequeno, o que parece tornar muito difícil remover carepas durante a descamação subsequente, é devida ao óxido da fase líquida que é gerado a uma alta temperatura de não menos que 1.170°C que representa o ponto eutético da faialita e da wustita (FeO).
[0072] A FIGURA 6 ilustra a relação entre a resistência à tração da chapa de aço e a temperatura de aquecimento.
[0073] Os componentes das chapas de aço mostrados na FIGURA 6 são aqueles de C a F na Tabela 2.
[0074] Da FIGURA 6, ficou claro que a temperatura de aquecimento e a resistência à tração da chapa de aço apresentaram uma correlação extremamente forte. Em outras palavras, foi descoberto que mesmo dentro da faixa de temperatura de 1.170°C ou men or, a temperatura de reaquecimento da placa (SRT) durante a etapa de aquecimento da presente invenção tem uma temperatura mínima SRTmin = 1.070°C na qual uma resistência à tração predeterminada pode ainda ser obtida. Essa temperatura mínima de reaquecimento da placa (SRTmin) é calculada usando-se a fórmula (A) mostrada abaixo, e ficou claro que quando a temperatura foi igual ou maior que a temperatura mínima de reaquecimento da placa (SRTmin), a resistência à tração aumentou consideravelmente.
[0075] Na fórmula numérica abaixo, o teor de Nb (%) é representado por [Nb], o teor de C (%) é representado por [C], e a SRTmin é calculada determinando-se a temperatura da solução para o precipitado complexo de TiNbCN a partir do produto de Nb e C.
SRTmin = 6670 / {2,26 - log([Nb] x [C])} - 273 .....(A) [0076] As condições necessárias para se obter o precipitado complexo de TiNbCN são determinadas pela quantidade de Ti. Isto é, se a quantidade de Ti for pequena, então a precipitação isolada de TiN é eliminada.
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22/80 [0077] Por exemplo, para aços nos quais a quantidade de Ti é maior que ou igual a 0,001% mas menor que 0,060%,a fórmula a seguir é satisfeita.
0,0005 < [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) < 0,040 [0078] Para aços nos quais a quantidade de Ti é maior que ou igual a 0,040% e menor que ou igual a 0,2%, a fórmula a seguir é satisfeita.
0,0005 < [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) < 0,0050 [0079] Alterando-se os componentes dentro da faixa acima, o precipitado complexo de TiNbCN pode ser produzido de maneira estável.
[0080] A descoberta de que a resistência à tração da chapa de aço aumenta marcadamente quando a temperatura é maior que ou igual à temperatura SRTmin que satisfaz a fórmula numérica (A) acima é devida à razão descrita abaixo.
[0081] Isto é, para alcançar a resistência à traça almejada, o reforço da precipitação devido ao Nb e ao Ti deve ser eficazmente utilizado. Esses elementos Nb e Ti são precipitados como carbonitretos brutos tais como TiN, NbC, TiC e NbTi (CN) na placa antes do aquecimento.
[0082] TiC também funde-se substancialmente na temperatura de solução do Nb.
[0083] Foi descoberto que porque o Ti existe como um precipitado complexo de TiNbCN dentro da placa, a temperatura da solução tornase muito menor que aquela observada para o Ti isolado; portanto, o tratamento em solução pode ser conduzido enquanto suprime a geração de faialita. No caso convencional onde existe o Ti isolado, o tratamento em solução é conduzido a uma temperatura extremamente alta; portanto, a supressão simultânea da geração de faialita pode não mais ser alcançada.
[0084] Para obter eficazmente o reforço da precipitação devido ao Nb e ao Ti, os carbonitretos brutos mencionados acima devem ser so
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23/80 lubilizados solidamente adequadamente no material base durante a etapa de aquecimento da placa. A grande maioria dos carbonitretos de Nb e Ti fundem-se na temperatura da solução de Nb. Consequentemente, foi descoberto que para alcançar a resistência à tração almejada, a placa deve ser aquecida até a temperatura de solução de Nb (= SRTmin) durante a etapa de aquecimento da placa.
[0085] Considerando o valor de literatura típico de solubilidade do produto para cada um entre TiN, TiC, NbN e NbC, e o fato de que a precipitação de TiN ocorre a uma alta temperatura, foi assumido que é difícil fundir carbonitretos de Nb e Ti por um aquecimento a baixa temperatura aplicado na presente invenção. Entretanto, os inventores da presente invenção descobriram que quase todo o TiC fundiu simplesmente pelo tratamento com solução de NbC conforme descrito acima.
[0086] Quando um material precipitado que se acredita ser um complexo TiNb(CN) precipita-se é observado por observação de réplica usando-se um microscópio de transmissão eletrônica, é descoberto que as proporções de concentração de Ti, Nb, C e N diferem entre a porção precipitada a uma alta temperatura e a porção da concha externa que se pensou ser precipitada a temperaturas comparativamente baixas. Isto é, as proporções de concentração de Ti e N foram altas na porção central; em contraste, as de Nb e C foram altas na porção da concha externa. Isto é porque o TiNb(CN) é um precipitado MC tendo uma estrutura NaCl, e no caso do NbC, embora o Nb seja coordenado no local M e C seja coordenado no local C, variações na temperatura podem provocar substituição de Nb por Ti, e a substituição de C por N. Isto também aplica-se para TiN. Mesmo a uma temperatura onde o NbC funde-se completamente, Nb está ainda incorporado dentro do TiN em uma fração local de 10 a 30%, e portanto, estritamente falando, o Nb é completamente solubilizado solidamente a uma temperatura não inferior á temperatura em que o TiN se funde completamente. En
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24/80 tretanto, em um sistema de componentes onde a quantidade adicionada de Ti é comparativamente pequena, essa temperatura de solução pode ser ajustada para a temperatura limite inferior substantiva na qual o precipitado de Nb se funde. Além disso, a explicação acima também se aplica ao TiC, de forma que embora o Ti seja coordenado no local M, uma proporção de Ti é substituída por Nb a temperaturas mais baixas. Consequentemente, a temperatura da solução do precipitado complexo de TiNbCN pode ser ajustada para a temperatura de solução substantiva de TiC.
[0087] Com base nas descobertas resultantes dessas investigações experimentais, os inventores da presente invenção primeiramente consideraram as condições relativas aos componentes químicos das chapas de aço, e como resultado foram capazes de completar a presente invenção.
[0088] As razões para restringir os componentes químicos na presente invenção estão descritas abaixo.
(1) C: 0,01 a 0,1% [0089] C existe nos limites dos grãos de cristal, tem o efeito de suprimir o descascamento (fenda na superfície da fratura) nas faces extremas formadas por processos de corte ou puncionamento, e é um elemento que contribui para a melhoria da resistência devido ao reforço da precipitação pela aglutinação com Nb, Ti e similares para formar precipitados dentro da chapa de aço. Se o teor de C for menor que 0,01%, então os efeitos acima não podem ser alcançados, enquanto que se o teor de C exceder 0,1%, então a quantidade de carbonetos que pode funcionar como origem de fraturas por rebarbação tende a aumentar, e o valor de expansão do furo se deteriora. Consequentemente, o teor de C é restrito a uma quantidade de não menos que 0,01% e de não mais que 0,1%. Além disso, se for considerada também a melhoria da ductilidade bem como a melhoria da resistência,
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25/80 então o teor de C está preferivelmente dentro de uma faixa de menos de 0,07%, e está mais preferivelmente dentro de uma faixa de no mínimo 0,035% e no máximo 0,05%.
[0090] Uma faixa preferida no caso de uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração de pelo menos 540 MPa é C: 0,01 a 0,07%, e uma faixa preferida no caso de uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração de pelo menos 780 MPa é C: 0,03 a 0,1%.
(2) Si: 0,01 a 0,1% [0091] Si é um elemento que tem o efeito de suprimir a formação de defeitos à base de carepa tais como defeitos de escama e defeitos de carepa fuselada. Esse efeito é alcançado quando o teor de Si é de pelo menos 0,01%. Entretanto, se o Si for adicionado em uma quantidade excedendo 0,1%, então não apenas o efeito acima é saturado, mas também carepa de Si com tiras na direção de laminação tende a ser gerada na superfície da chapa de aço e, portanto, resulta na deterioração das propriedades de superfície. Consequentemente, o teor de Si é restrito a uma quantidade de no mínimo 0,01% e no máximo 0,1%. O teor de Si está preferivelmente dentro de uma faixa de no mínimo 0,031% e no máximo 0,089%. O Si tem também o efeito de inibir a precipitação de carbonetos à base de ferro tais como cementita na microestrutura do material, e contribuir para a melhoria da ductilidade, e esse efeito aumenta à medida que o teor de Si aumenta. Entretanto, do ponto de vista de evitar a carepa de Si, há um limite superior de quanto Si pode ser adicionado. Consequentemente, para inibir a precipitação de carbonetos, adições de Nb e de Ti e as condições do processo de produção devem ser empregados conforme descrito abaixo. Uma faixa preferida no caso de uma chapa de aço que tenha uma resistência Pa tração de pelo menos 540 MPa mas menos de 780 MPa é [Si] < 0,1 e a fórmula mostrada abaixo é também preferivelmente satisfeita.
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26/80 x [Si] [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) [0092] Para o Si inibir a precipitação de carbonetos à base de ferro tais como cementita da maneira descrita acima, e para contribuir para uma melhoria na ductilidade, a composição estequiométrica de C que não é fixada como precipitados com Ti, Nb ou similares deve satisfazer a relação na fórmula acima. Quando a relação da fórmula acima é satisfeita, a precipitação como cementita e inibida; assim,qualquer diminuição na ductilidade pode ser suprimida. Entretanto, se a quantidade de Si for também aumentada, então a densidade do átomo (densidade numérica) de C que existe nos limites dos grãos tende a cair prontamente abaixo de 1 átomo/nm2, e portanto o limite superior para o teor de Si é ajustado para 0,1%.
[0093] Em uma chapa de aço que tenha uma resistência á tração de pelo menos 540 MPa mas menos que 780 MPa, devido às quantidades de elementos de ligação tais como Ti e Nb serem relativamente pequenas, a cementita e similares são geradas comparativamente facilmente, e portanto, o ajuste transmitido pelo Si de acordo com a fórmula acima é particularmente eficaz.
[0094] Em particular, se o teor de Si for pequeno e não satisfizer a faixa especificada pela fórmula acima, então ocorre a precipitação de cementita; portanto, as propriedades de rebarbação tendem a se deteriorar.
[0095] Por outro lado, no caso de uma chapa de aço tendo comparativamente grandes quantidades de Ti e Nb bem como tendo uma resistência a tração de 780 MPa ou maior, uma faixa preferida do componente é Si: 0,01 < Si < 0,1.
[0096] A medida que a quantidade de Si aumenta, a densidade do átomo de C que existe nos limites dos grãos tende a prontamente cair abaixo de 1 átomo/nm2, e portanto o limite superior para o teor de Si é ajustado para 0,1%.
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27/80 (3) Mn: 0,1 a 3% [0097] Mn é um elemento que contribui para uma melhoria da resistência devido ao reforço da solução sólida e ao reforço do endurecimento. Se o teor de Mn for menor que 0,1%, então esse efeito não é alcançável, enquanto se o teor de Mn exceder 3%, então o efeito torna-se saturado. Consequentemente, o teor de Mn é restrito a uma quantidade de não menos que 0,1% e não mais que 3%. Além disso, naqueles casos onde elementos diferentes de Mn não são adicionados em quantidades suficientes para inibir a ocorrência de dilaceração a quente provocada pelo S, é preferível que a quantidade adicionada de Mn seja suficiente para garantir que a razão entre o teor de Mn ([Mn]) e o teor de S ([S]), em valores em % em massa, satisfaça [Mn]/[S] > 20. Além disso, o MN é também um elemento que, à medida que o teor de Mn aumenta, estende a temperatura da região da austenita na direção do lado de baixa temperatura; portanto a capacidade de endurecimento é melhorada e a formação de uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo tendo excelentes propriedades de rebarbação é facilitada. Se o teor de Mn for menor que 0,5%, então é difícil realizar esse efeito, e portanto o teor de Mn está preferivelmente dentro de uma faixa de pelo menos 0,5%, e está mais preferivelmente dentro de uma faixa de no mínimo 0,56% e de no máximo 2,43%.
[0098] Uma faixa do componente preferida no caso de uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração de pelo menos 540 MPa satisfaz Mn: 0,1 a 2%, e uma faixa preferida do componente no caso de uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração de pelo menos 780 MPa satisfaz Mn: 0,8 a 2,6%.
[0099] Consequentemente, as faixas preferidas do componente no caso de uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração de pelo menos 540 MPa inclui:
C: 0,01 a 0,07%,
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Si: < 0,1%,
Mn: 0,1 a 2%, e x [Si] [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]).
[00100] Faixas preferidas dos componentes ni caso de uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração de pelo menos 780 MPa inclui:
C: 0,03 a 0,1%,
Si: 0,01 < Si < 0,1%, e
Mn: 0,8 a 2,6%.
[0043] (4) P: no máximo 0,1% [00101] P é uma impureza inevitável que é incorporada durante o refino do aço, e é um elemento que é segregado nos limites dos grãos, e diminui a tenacidade à medida que o teor de P aumenta. Consequentemente, o teor de P é preferivelmente tão baixo quanto possível, e se o teor de P exceder 0,1%, então o P tem efeitos adversos na capacidade de conformação e nas propriedades de soldagem, e portanto, o teor de P é restrito a uma quantidade de no máximo 0,1%. Em consideração à capacidade de expansão do furo e às propriedades de soldagem, o teor de P está preferivelmente dentro de uma faixa de no máximo 0,02%, e está mais preferivelmente dentro de uma faixa de no mínimo 0,008% e no máximo 0,012%.
(5) S: no máximo 0,03% [00102] S é uma impureza inevitável que é incorporada durante o refino do aço, e é um elemento que, se o S for incorporado a uma quantidade muito grande, não apenas o S provoca fratura durante a laminação a quente, mas também provoca a geração de inclusões do tipo A que provocam a deterioração da capacidade de expansão do furo. Por essas razões, o teor de S deve ser reduzido tanto quanto possível; entretanto, uma quantidade de 0,03% ou menos é permissí
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29/80 vel, e portanto o teor de S é especificado como não mais que 0,03%. Entretanto, naqueles casos em que um certo grau de capacidade de expansão do furo é requerido, o teor de S está preferivelmente dentro de uma faixa de não mais que 0,01%, está mais preferivelmente em uma faixa de não menos que 0,002% e não mais que 0,008%, e está mais preferivelmente ainda numa faixa de não mais que 0,003%.
(6) Al: 0,001 a 1% [00103] Al deve ser adicionado em uma quantidade de pelo menos 0,001% com o propósito de desoxidar o aço fundido durante o processo de produção do aço para a chapa de aço; entretanto, como a adição de Al aumenta o custo do aço, o limite superior para o teor de Al é ajustado em 1%. Além disso, se o Al for adicionado em quantidade muito grande, então ele tende a provocar um aumento nas inclusões não-metálicas; portanto, a ductilidade e a tenacidade são deterioradas, e portanto o teor de Al está preferivelmente dentro da faixa de não mais que 0,06%, e está mais preferivelmente dentro da faixa de não menos que 0,016% e não mais que 0,04%.
(7) N: não mais que 0,01% [00104] N é uma inevitável impureza que é incorporada durante o refino do aço, e é um elemento que se liga com Ti, Nb e similares para formar nitretos. Se o teor de N excede 0,01%, então como esses nitretos precipitam-se a temperatura comparativamente altas eles tendem a se embrutecer prontamente, e há a possibilidade de que esses grãos de cristal embrutecidos possam agir como origem de fraturas de rebarbação. Além disso, o teor desses nitretos é preferivelmente tão baixo quanto possível para utilizar Nb e Ti eficazmente conforme descrito abaixo. Consequentemente, o limite superior para o teor de N é especificado como 0,01%. Naqueles casos em que a presente ivenção é aplicada a um membro do qual a deterioração por envelhecimento torna-se problemática, se o teor de N exceder 0,006%, então a deteriora
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30/80 ção por envelhecimento tende a ser intensificada, e portanto o teor de N está preferivelmente dentro de uma faixa de não mais que 0,006%. Além disso, naqueles casos em que a presente invenção é aplicada a um membro que é suposto ser deixado à temperatura ambiente por pelo menos duas semanas após a produção e antes de ser fornecido ao processo de conformação, em termos de reagir à deterioração por envelhecimento, a quantidade adicionada de N está preferivelmente dentro de uma faixa de não mais que 0,005%, e está mais preferivelmente dentro de uma faixa de não menos que 0,0028% e não mais que 0,0041%. Além disso, se considerar-se o caso de ser deixado em um ambiente de alta temperatura durante a estação do verão, ou no caso de ser usada em um ambiente que inclua a exportação por meio de navio ou similar para um local que envolva cruzar o equador,então o teor de N está preferivelmente dentro de uma faixa de menos de 0,003%.
(8) Nb: 0,005 a 0,08% [00105] Nb é um dos elementos mais importantes na presente invenção. O Nb precipita-se finamente como carbonetos ou durante o resfriamento conduzido após o final da laminação ou após o bobinamento, e aumenta a resistência do aço pelo reforço da precipitação. Além disso, o Nb fixa o C como carbonetos e, portanto, inibe a geração de cementita que é prejudicial em termos de propriedades de rebarbação. Para obter esses efeitos, a quantidade adicionada de Nb deve ser de pelo menos 0,005%, e está preferivelmente dentro de uma faixa de mais de 0,01%. Por outro lado, mesmo se o teor de Nb exceder 0,08%, esses efeitos tornam-se saturados. Consequentemente, o teor de Nb é restrito a uma quantidade de não menos que 0,005% e não mais que 0,08%. O teor de Nb está preferencialmente dentro de uma faixa de não menos que 0,015% e não mais que 0,047%.
[00106] Uma faixa preferida de Nb no caso de uma chapa de aço
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31/80 que tenha uma resistência à tração de pelo menos 540 MPa mas menor que 780 MPa está dentro da faixa de 0,005 a 0,05%, e ajustandose o teor de Nb dentro dessa faixa, o TS e as propriedades de rebarbação podem ser alcançadas de maneira mais estável.
[00107] Além disso, uma faixa preferida de Nb no caso de uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração de pelo menos 780 MPa está dentro de uma faixa de 0,01 a 0,08%, e ajustando-se o teor de Nb dentro dessa faixa, o TS e as propriedades de rebarbação podem ser alcançadas de maneira mais estável.
(9) Ti: 0,001 a 0,2% [00108] Ti é um dos mais importantes elementos na presente invenção. De maneira similar ao Nb, o Ti precipita-se finamente como carbonetos ou durante a laminação a frio conduzida após o complemento da laminação ou após o bobinamento, e aumenta a resistência do aço pelo reforço da precipitação. Além disso, o Ti fixa o C como carbonetos, e portanto inibe a geração de cementita que é prejudicial em termos de propriedades de rebarbação. Para se obter esses efeitos, a quantidade adicionada de Ti deve ser de pelo menos 0,001%, e está preferivelmente dentro de na faixa de não menos que 0,005%. Por outro lado, mesmo se o teor de Ti exceder 0,2%, esses efeitos tornam-se saturados. Consequentemente, o teor de Ti está restrito a uma quantidade de não menos que 0,001% e não mais que 0,2%. O teor de Ti está preferivelmente dentro de uma faixa de não menos que 0,036% e não mais que 0,156%.
[00109] Uma faixa preferida de Ti no caso de uma chapa de aço tendo uma resistência à tração de pelo menos 540 MPa mas de menos de 780 MPa está dentro de uma faixa de 0,001 a 0,06%, e ajustandose o teor de Ti dentro dessa faixa, a TS e as propriedades de rebarbação podem ser alcançadas de maneira mais estável.
[00110] Além disso, uma faixa preferida de Ti no caso de uma cha
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32/80 pa de aço que tenha uma resistência à tração de pelo menos 780 MPa está dentro de uma faixa de 0,04 a 0,2%, e ajustando-se o teor de Ti dentro dessa faixa, a TS e as propriedades de rebarbação podem ser alcançadas de maneira mais estável.
(10) [Nb] x [C] < 4,34 x 10-3.....(B) [00111] Além disso, para se alcançar satisfatoriamente o reforço da precipitação devido ao Nb, é necessário garantir que uma quantidade adequada de Nb exista em um estado de solução sólida dentro da placa durante a etapa de aquecimento da placa conduzida durante o processo de produção da chapa de aço laminada a quente. Por esta razão, durante a etapa de aquecimento da placa, a placa deve ser aquecida até pelo menos a temperatura mínima de reaquecimento da placa (= SRTmin) calculada usando-se a fórmula numérica (A) previamente mencionado. Entretanto, se a temperatura da solução exceder 1.170°C que representa o ponto eutético para a faialita Fe2SiO2 e a wustita FeO, então as propriedades de superfície deterioram. O valor SRTmin calculado usando-se a fórmula numérica (A) excede 1.170°C quando o produto do teor de Nb ([Nb]) pelo teor de C ([C]) excede 4,34 x 10-3, e portanto o produto do teor de Nb ([Nb]) pelo teor de C ([C]) deve satisfazer a fórmula numérica (B) acima. O produto do teor de Nb ([Nb]) pelo teor de C ([C]) está preferivelmente dentro de uma faixa de não menos que 0,00053 e não mais que 0,0024.
[00112] TiNb(CN) é um precipitado MC tendo uma estrutura NaCl, e no caso de NbC, embora o Nb seja coordenado no local M e C seja coordenado no local C, variações na temperatura podem provocar a substituição do Nb por Ti, e a substituição de C por N. Isto também aplica-se para TiN. Mesmo a uma temperatura onde NbC funde-se completamente, o Nb é ainda incorporado dentro do TiN a uma fração do local de 10 a 30%, e portanto estritamente falando, o Nb é completamente solubilizado solidamente a uma temperatura de não menos
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33/80 que a temperatura em que o TiN de funde completamente. Entretanto, em um sistema de componentes onde a quantidade adicionada de Ti é comparativamente pequena, essa temperatura de solução pode ser ajustada para a temperatura limite inferior substantiva na qual o Nb precipitado se funde. Além disso, a explicação acima também aplicase ao TiC, de forma que embora o Ti seja coordenado no local M, uma proporção de Ti é substituído por Nb a temperaturas mais baixas. Consequentemente, a temperatura da solução do precipitado complexo de TiNbCN pode ser ajustada para a temperatura de solução substantiva de TiC.
[00113] Em uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração da ordem de 540 MPa (isto é, pelo menos 540 MPa mas menor que 780 MPa), para garantir que o Si inibe a precipitação de carbonetos à base de ferro tais como cementita e contribui para uma melhoria na ductilidade conforme descrito acima, a quantidade de Si deve satisfazer a relação representada pela fórmula mencionada anteriormente em relação à composição estequiométrica de C que não é fixado na forma de precipitados de Ti, Nb e similares, e isso permite a supressão da precipitação de cementita e suprime qualquer diminuição da ductilidade. Além disso, o C que é inibido de ser precipitado como cementita dentro dos grãos de cristal permanece em um estado supersaturado dentro dos grãos. Entretanto, uma vez que existe a desordem da distribuição de átomos, o C difunde-se na direção dos limites dos grãos onde o C pode existir mais estavelmente a temperaturas mais baixas, e assim a quantidade de C nos limites dos grãos pode ser controlada na densidade do átomo especificada na presente invenção. Esse efeito se manifesta, em particular, no caso de uma estrutura de transformação contínua na qual o C não e descarregado nos limites dos grãos, mas sofre transformação dentro dos grãos enquanto ainda inclui a solução sólida C.
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34/80 [00114] Por outro lado, em uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração da ordem de 780 MPa (isto é, pelo menos 780 MPa), as quantidades adicionadas de Ti, Nb e similares deve ser aumentada para alcançar o nível necessário de resistência. Consequentemente, se a fórmula acima for menor que 0,005%, então a precipitação como cementita não ocorre dentro dos grãos. Entretanto, se o valor não for pelo menos 0,0005%, então a densidade da solução sólida C nos limites dos grãos também cai fora da faixa especificada na presente invenção, e portanto a faixa acima é especificada.
[00115] Em outras palavras, regulando-se os componentes da maneira descrita abaixo, a densidade nos limites dos grãos pode ser controlada dentro da faixa de 1 a 4,5 átomos/nm2.
[00116] Em um aço que tenha uma resistência à tração da ordem de 540 MPa e contendo 0,001 a 0,06% de Ti e 0,005 a 0,05% de Nb, a fórmula a seguir é satisfeita.
0,0005 < [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) < 0,040 [00117] Em um aço que tenha uma resistência à tração da ordem de 780 MPa e que contenha 0,04 a 0,2% de Ti e 0,01 a 0,08% de Nb, a fórmula a seguir é satisfeita.
0,0005 < [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) < 0,0050 [00118] A descrição acima esboça as razões para restringir-se os componentes básicos na presente invenção; entretanto, na presente invenção, um ou mais elementos entre Cu, Ni, Mo, V, Cr, Ca, REM (elementos metais terras raras) e B podem também ser incluídos conforme necessário. As razões para restringir cada um desses elementos estão descritas abaixo.
[00119] Cu, Ni, Mo, V e Cr são elementos que têm o efeito de melhorar a resistência da chapa de aço laminada a quente ou pelo reforço da precipitação ou pelo reforço da solução sólida, e um ou mais desses elementos podem ser adicionados.
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35/80 [00120] Entretanto, esses efeitos não podem ser satisfatoriamente alcançados se o teor de Cu for menor que 0,2%, o teor de Ni for menor que 0,1%, o teor de Mo for menor que 0,05%, o teor de V for menor que 0,02%, ou o teor de Cr for menor que 0,01%. Além disso, esses efeitos tornam-se saturados e a viabilidade econômica diminui se o teor de Cu exceder 1,2%, o teor de Ni exceder 0,6%, o teor de MO exceder 1%, o teor de V exceder 0,2%, ou o teor de Cr exceder 1%. Consequentemente, nos casos em que Cu, Ni, Mo, V ou Cr é adicionado conforme a necessidade, o teor de Cu está preferivelmente dentro de uma faixa de não menos que 0,2% e não mais que 1,2%, o teor de Ni está preferivelmente dentro de uma faixa de não menos que 0,1% e não mais que 0,6%, o teor de Mo está preferivelmente dentro da faixa de não menos que 0,05% e não mais que 1%, o teor de V está preferivelmente dentro de uma faixa de não menos que 0,02% e não mais que 0,2%, e o teor de Cr está preferivelmente dentro da faixa de não menos que 0,01% e não mais que 1%.
[00121] Ca e REM (elementos metais terrosos) controlam a configuração de inclusões não-metálicas que podem agir como origem de fraturas e tendem a provocar a deterioração na capacidade de conformação. Se as quantidades contidas de Ca e REM forem menores que 0,0005%, então o efeito acima não se manifesta satisfatoriamente. Além disso, se o teor de Ca exceder 0,005% ou o teor de REM exceder 0,02%, então o efeito acima se torna saturado, e a viabilidade econômica do aço tende a diminuir. Consequentemente, o teor de Ca está preferivelmente dentro de uma faixa de não menos que 0,0005% e não mais que 0,005%, enquanto que o teor de REM está preferivelmente entro de uma faixa de não menos que 0,0005% e não mais que 0,02%. [00122] Nos casos em que B é segregado nos limites dos grãos e existe juntamente com a solução sólida C, ele tem o efeito de aumentar a resistência nos limites dos grãos. Consequentemente, B pode ser
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36/80 adicionado conforme necessário.
[00123] Entretanto, se o teor de B for menor que 0,0002%, então a quantidade de é insuficiente para alcançar o efeito acima, enquanto que se o teor de B exceder 0,002%, então ele tende a provocar fraturas nas placas. Consequentemente, o teor de B está preferivelmente dentro de uma faixa de não menos que 0,0002% e não mais que 0,002%.
[00124] Além disso, à medida que a quantidade adicionada de B é aumentada, o B melhora a capacidade de endurecimento e facilita a formação de uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo que representa uma microestrutura preferida em termos das propriedades de rebarbação, e portanto a quantidade adicionada de B está preferivelmente dentro de uma faixa de pelo menos 0,0005%, e está mais preferivelmente dentro de uma faixa de não menos que 0,001% e não mais que 0,002%.
[00125] Entretanto, se apenas a solução sólida B existe nos limites dos grãos e nenhuma solução sólida C está presente, então o efeito de reforço do grão de cristal não é tão grande quanto o fornecido pela solução sólida C; portanto, o descascamento se torna mais provável.
[00126] Além disso, no caso em que nenhum B é adicionado, se a temperatura de bobinamento não for menor que 650°C, então parte do B que age como um elemento segregado nos limites dos grãos pode ser substituído pela solução sólida C para contribuir para uma melhoria na resistência no limite dos grãos, mas se a temperatura de bobinamento exceder 650°C, então é suposto que a densidad e no limite dos grãos da solução sólida C e da soluça sólida B cai para menos de 1 átomo/nm2; portanto, ocorre a fenda na superfície da fratura.
[00127] Uma chapa de aço laminada a quente contendo os elementos acima como componentes principais pode também incluir um ou mais elementos entre Zr, Sn, Co, Zn, W e Mg a uma quantidade total
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37/80 de não mais que 1%. Entretanto, o Sn aumenta a possibilidade de falhas ocorrendo durante a laminação a quente, e portanto o teor de Sn está preferivelmente dentro de uma faixa de não mais que 0,05%.
[00128] Segue-se uma descrição detalhada de fatores metalúrgicos tais como as microestruturas dentro da chapa de aço laminada conforme a presente invenção.
[00129] Porque é necessário aumentar a resistência no limite dos grãos para inibir a fenda na superfície da fratura que ocorre durante o processo de puncionamento ou corte, as quantidades de solução sólida C e de solução sólida B nos limites dos grãos ou em sua vizinhança, que contribuem para uma melhoria na resistência dos limites dos grãos, devem ser restritas da maneira descrita acima. Se a densidade no limite dos grãos da solução sólida C e da solução sólida B for menor que 1 átomo/nm2, então o efeito acima não se manifesta satisfatoriamente. Apesar de, se a densidade nos limites dos grãos exceder 4,5 átomos/nm2, então a cementita que tenha um tamanho de grão de cristal de 1 pm ou maior tende a ser precipitada. Consequentemente, a densidade no limite dos grãos da solução sólida C (e da solução sólida B) é ajustada para não menos que 1 átomo/nm2 e não mais que 4,5 átomos/nm2. Na presente invenção, a densidade o limite dos grãos da solução sólida C e da solução sólida B refere-se à soma das densidades nos limites dos grãos da solução sólida C e da solução sólida B.
[00130] Se esse valor de não menos que 1 átomo/nm2 e não mais que 4,5 átomos/nm2 for convertido para ppm, então ele é equivalente a uma faixa de aproximadamente 0,02 ppm a 4,3 ppm.
[00131] A capacidade de conformação de flanges e a capacidade de conformação de rebarbação que são representadas tipicamente pelo valor de expansão do furo são afetadas pelos vãos que agem como origens para as fraturas geradas durante os processos de puncionamento e corte. Esses vãos são gerados naqueles casos em que a
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38/80 fase cementita precipitada nos limites dos grãos da fase principal é razoavelmente grande comparado com os grãos da fase principal, assim os grãos da fase principal são submetidos a um estresse excessivo na vizinhança dos limites dos grãos da fase principal. Entretanto, nos casos em que o tamanho do grão da cementita é de não mais que 1 pm, os grãos de cementita são relativamente pequenos comparados com os grãos da fase principal, e portanto não ocorre nenhuma concentração de estresse mecânico, e os vãos são improváveis de se desenvolverem. Como resultado, o valor de expansão do furo é melhorado. Consequentemente, o tamanho de partícula da cementita no limite dos grãos é restrito a não mais que 1 pm.
[00132] Embora não haja restrições particulares para a microestrutura da fase principal de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção, para se alcançar uma capacidade superior de conformação de flange e uma capacidade superior de formação de rebarbação, uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) é preferida. Além disso, para alcançar uma combinação das propriedades de capacidade de conformação acima e ductilidade favorável conforme representado pelo alongamento uniforme, a microestrutura da fase principal de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente informação pode incluir ferrita poligonal (PF) a uma fração de volume de não mais que 20%. Uma fração de volume na microestrutura refere-se a uma fração da área de superfície dentro de uma medida do campo de vista.
[00133] A estrutura de transformação de resfriamento contínuo transforma-se enquanto a solução sólida C dentro dos grãos de cristal é retida dentro do grão interior. Consequentemente a probabilidade da solução sólida C existir nos limites dos grãos é baixa.
[00134] Entretanto, na presente invenção, para evitar o descascamento, a densidade no limite dos grãos deve ser controlada para al
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39/80 cançar um valor dentro de uma faixa de 1 a 4,5 átomos/nm2.
[00135] Por outro lado, a composição de uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração da ordem de 540 MPa inclui quantidades comparativamente baixas de C, Mn, Si, Ti e Nb que a composição de uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração da ordem de 780 MPa, e portanto a ferrita poligonal forma-se mais rapidamente. Consequentemente, para suprimir a geração dessa ferrita poligonal e alcançar uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo, a taxa de resfriamento deve ser ajustada para um valor comparativamente grande. Esse aumento na taxa de resfriamento resulta em um aumento na quantidade de solução sólida C retida dentro dos grãos.
[00136] Consequentemente, em um aço que tenha um limite de resistência à tração de pelo menos 540 MPa mas menos de 650 MPa, se a composição for regulada de forma que 0,0005 < [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) < 0,0400, então a densidade de átomos no limite dos grãos pode ser ajustada para um valor dentro da faixa de 1 a 4,5 átomos/nm2.
[00137] Além disso, em um aço tendo um limite de resistência à tração de pelo menos 650 MPa mas menos de 780 MPa (aço grau 650 MPa) que inclui quantidades aumentadas de componentes de ligas, como a composição do aço significa que a geração de ferrita poligonal é comparativamente improvável, uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo pode ser alcançada mesmo se a taxa de resfriamento for comparativamente baixa. Portanto, regulando-se a composição de forma que 0,0005 < [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) < 0,0100, a densidade de átomos dentro da faixa de 1 a 4,5 átomos/nm2 pode ser alcançada com boa estabilidade.
[00138] Além disso, em um aço tendo um limite de resistência à tração da ordem de 780 MPa (isto é, 780 MPa ou maior) que inclui quantidades também aumentadas dos componentes da liga, porque a com
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40/80 posição da chapa de aço significa a geração de ferrita poligonal é ainda mais improvável, uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo pode ser alcançada mesmo se a taxa de resfriamento for também diminuída. Portanto, regulando-se a composição de forma que 0,0005 < [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) < 0,0050, a densidade de átomos dentro da faixa de 1 a 4.5 átomos/nm2 pode ser alcançada com boa estabilidade.
[00139] Na presente invenção, uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) refere-se a uma microestrutura que é definida como uma estrutura de transformação em um estágio intermediário entre a microestrutura que contém a ferrita poligonal e a perlita gerada por um mecanismo de difusão, e a martensita gerada por um mecanismo de corte na ausência de difusão, conforme descrito em Recent Research on the Bainite Structure of Low Carbon Steel and its Transformation Behavior - Final Report of the Bainite Research Committee, editado pelo Bainite Investigation and Research Committee of the Basic Research Group of the Iron and Steel Institute of Japan, (1994, The Iron and Steel Institute of Japan). Em outras palavras, conforme descrito nas páginas 125 a 127 da referência acima em relação à microestrutura observada pelo microscópio ótico, a estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) é definida como uma microestrutura que inclui principalmente ferrita bainítica (o°b), (classificado como a°B nas fotografias), a ferrita bainitica granular (ob), e a ferrita quase poligonal (aq), mas também contém pequenas quantidades de austenita residual (Yr) e martensita-austenita (MA). Em termos de aq, de maneira similar à ferrita poligonal (PF), a estrutura interna não aparece devido à causticação; entretanto, ela tem uma forma acicular, e é portanto claramente distinguível da PF. Aqui, se o comprimento do contorno do grão de cristal almejado é suposto ser lq e o diâmetro circular equivalente é suposto ser dq, grãos nos quais a razão desses
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41/80 valores (isto é, Iq/dq) satisfaz Iq/dq > 3,5 são grãos aq. A estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) na presente invenção pode ser definida como a microestrutura que inclui qualquer um ou mais de a°B, aB, aq, Yr e MA, desde que o total combinado das pequenas quantidades de Yr e MA seja 3% ou menos.
[00140] A estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) é difícil de determinar pela observação do microscópio ótico após a causticação usando-se um reagente nital. Consequentemente, a determinação é feita usando-se EBSP-OIM®.
[00141] Em um método EBSP-OIM® (Electron Back Scatter Diffraction Pattern - Orientation Image Microscopy), um feixe de elétrons é irradiado em uma amostra altamente inclinada dentro de um microscópio de varredura eletrônica, um padrão kikuchi que é formado por dispersão é capturado em uma câmera de alta resolução, e uma análise de imagem por computador é aplicada para medir a orientação do cristal no ponto de irradiação em um curto período de tempo. O método EBSP permite a análise quantitativa de microestruturas e orientações de cristal das superfícies da amostra. Embora a área de análise varie dependendo da resolução do SEM, desde que a área esteja dentro da faixa que possa ser observada pelo SEM, é possível a análise até uma resolução mínima de 20 nm. A análise usando o método EBSP-OIM® requer várias horas, e é conduzida mapeando-se a região a ser analisada em uma rede espaçada de várias dezenas de milhares de pontos. No caso de um material policristalino, a distribuição da orientação do cristal e os tamanhos dos grãos de cristal dentro da amostra podem ser vistos. Na presente invenção, em consideração à conveniência, aquelas estruturas que possam ser distintas usando-se uma imagem mapeada com uma diferença de orientação de 15° para cada pacote podem ser definidas como estruturas de transformação de resfriamento contínuo (Zw).
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42/80 [00142] A seguir está uma descrição detalhada das razões para restringir o processo de produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção.
[00143] Na presente invenção, não há restrições particulares quanto ao processo para produção da placa de aço contendo os componentes listados acima, que é conduzido antes do processo de laminação. Em outras palavras, em um exemplo de um processo para produção da placa de aço contendo os componentes acima, a fusão é conduzida inicialmente em um alto forno, em um forno conversor, em um forno elétrico, ou similar, um processo de ajuste dos componentes é então conduzido usando-se qualquer uma das várias técnicas de refino secundárias para alcançar a quantidade objetivada de cada elemento, e o lingotamento pode então ser conduzido usando-se um método de lingotamento contínuo, um método de lingotamento convencional, ou lingotamento por outro método tal como lingotamento de placas finas. Sucata metálica pode ser usada como matéria prima. No caso de uma placa obtida por lingotamento contínuo, a placa lingotada a alta temperatura pode ser alimentada diretamente no equipamento de laminação a quente, ou pode ser resfriada até a temperatura ambiente e então reaquecida e, um forno antes de sofrer a laminação a quente.
[00144] Antes da etapa de laminação a quente, a placa obtida do processo de produção acima é submetida a um processo de aquecimento de placa no qual a placa é aquecida em um forno de aquecimento até uma temperatura de não menos que a temperatura mínima de reaquecimento da placa SRTmin (°C) calculada na base da fórmula numérica (A) descrita acima. Se a temperatura for menor que SRTmin, então os carbonitretos de Nb e Ti não são satisfatoriamente fundidos no material base. Em tais casos, nem o efeito de melhoria da resistência devido ao reforço da precipitação que é obtido pela precipitação fina de Nb e Ti como carbonetos ou durante o resfriamento conduzido
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43/80 após o término da laminação ou após o bobinamento, nem o efeito de inibição que fixa C como carbonetos e suprime a geração de cementita que é prejudicial em termos de propriedades de rebarbação, podem ser obtidos. Consequentemente, a temperatura de aquecimento durante a etapa de aquecimento da placa é ajustada até uma temperatura de não menos que a temperatura mínima de reaquecimento da placa (= SRTmin) calculada usando-se a fórmula acima.
[00145] Além disso, se a temperatura de aquecimento durante a etapa de aquecimento da placa exceder a 1.170°C, então a temperatura excede o ponto eutético da faialita Fe2SiO2 e da wustita FeO; portanto, óxidos da fase líquida são formados, carepa de Si é gerada, e as propriedades de superfície são deterioradas. Portanto, a temperatura é ajustada para não mais que 1.170°C. Consequentemente, a temperatura de aquecimento na etapa de aquecimento da placa é restrita a não menos que a temperatura mínima de reaquecimento da placa calculada com base na fórmula numérica acima e não mais que 1.170°C. A temperaturas de aquecimento de menos de 1.000°C, a eficiência da operação deteriora-se marcadamente a partir de uma perspectiva de sincronização, e portanto a temperatura de aquecimento é preferivelmente 1.000°C ou maior.
[00146] Além disso, embora não haja restrições particulares quanto ao tempo de aquecimento na etapa de aquecimento, para garantir que a fusão dos carbonitretos de Nb prossiga satisfatoriamente, a temperatura é preferivelmente mantida por pelo menos 30 minutos uma vez que a temperatura de aquecimento mencionada anteriormente seja alcançada. Entretanto, essa restrição não se aplica no caso em que, após o lingotamento, a placa é fornecida diretamente à etapa de laminação a quente enquanto a alta temperatura é mantida.
[00147] Após a etapa de aquecimento da placa, a placa extraída do forno de aquecimento é submetida à laminação em bruto sem qualquer
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44/80 atraso em particular; assim, a etapa de laminação em bruto é iniciada para se obter uma chapa para a produção de chapas finas. Essa etapa de laminação em bruto é conduzida e completada a uma temperatura de não menos que 1.080°C e não mais que 1.150°C pel as razões descritas abaixo. A saber, se a temperatura de término da laminação em bruto for menor que 1.080°C, então a resistência à deformação a quente durante a laminação em bruto aumenta, e a probabilidade de impedimentos da condução da laminação em bruto é aumentada. Enquanto que, se a temperatura exceder 1.150°C, então a carepa secundária gerada durante a laminação em bruto cresce muito rapidamente, e a remoção da carepa na subsequente etapa de descamação e as etapas de laminação de acabamento tornam-se problemáticas.
[00148] No caso das barras para produção de chapas finas obtidas após o término da laminação em bruto, cada uma dessas barras pode ser unida entre a etapa de laminação em bruto e a etapa de laminação de acabamento, de forma que possa ser executada uma laminação sem-fim na qual a etapa de laminação é conduzida de forma contínua. Nesse caso, as barras para produção de chapas podem ser temporariamente enroladas como uma bobina e, se necessário, armazenadas em uma cobertura tendo uma função de retenção da temperatura, e então as barras para produção de chapas podem ser enroladas e unidas.
[00149] Além disso, durante a etapa de laminação a quente, pode algumas vezes ser desejável que variações na temperatura da barra na direção da laminação, na direção da largura da chapa, e na direção da espessura da chapa sejam reduzidas em baixos níveis. Em tais casos, se necessário, a barra pode ser aquecida por um equipamento de aquecimento capaz de controlar tais flutuações de temperatura na direção da largura da chapa e na direção da espessura da chapa na barra, quer em um local entre o equipamento de laminação em bruto da
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45/80 etapa de laminação em bruto e o equipamento de laminação de acabamento da etapa de laminação de acabamento, quer em um local entre cada uma das cadeiras empregadas na etapa de laminação de acabamento. Exemplos do sistema usado para esse equipamento de aquecimento incluem todas as formas de sistemas de aquecimento incluindo aquecimento a gás, aquecimento elétrico, e aquecimento por indução, e qualquer sistema convencional de aquecimento pode ser empregado, desde que seja capaz de controlar as flutuações de temperatura na direção da laminação, na direção da largura da chapa e na direção da espessura da chapa da barra para produção de chapas.
[00150] Como sistema do equipamento de aquecimento, um sistema de aquecimento por indução é preferido uma vez que ele fornece uma resposta favorável do controle de temperatura em um ambiente industrial. E entre os vários sistemas de aquecimento por indução, a instalação de uma pluralidade de dispositivos de aquecimento por indução transversais que sejam capazes de ser trocados na direção da largura da chapa é particularmente desejável, uma vez que ele permite que a distribuição da temperatura na direção da largura da chapa seja arbitrariamente controlada de acordo com a largura da chapa. Além disso, como sistema de equipamento de aquecimento, um equipamento incluindo uma combinação de um dispositivo de aquecimento por indução transversal e um dispositivo de aquecimento por indução por solenóide que se destaca pelo aquecimento por toda a largura da chapa é a opção mais preferida.
[00151] Nos casos onde o controle da temperatura é conduzido usando-se esses tipos de equipamentos, a quantidade de calor aplicada pelo equipamento de aquecimento pode precisar ser controlada em alguns casos. Em tais casos, como a temperatura interior da barra para produção de chapa não pode ser medida diretamente, os dados reais medidos previamente tais como a temperatura da placa de entrada,
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46/80 o tempo de residência da placa no forno, a temperatura atmosférica do forno de aquecimento, a temperatura de extração do forno de aquecimento, e o tempo de transporte nos roletes de mesa são usados preferivelmente para estimar as distribuições de temperatura na direção de laminação, na direção da largura da chapa e na direção da espessura da barra para produção de chapa quando a barra para produção de chapa chega ao equipamento de aquecimento, e então a quantidade de calor aplicada pelo equipamento de aquecimento é preferivelmente controlada de acordo com essas estimativas.
[00152] A quantidade de calor aplicada por um equipamento de aquecimento por indução pode ser controlada, por exemplo, da maneira descrita abaixo. Uma característica de um equipamento de aquecimento por indução (um equipamento de aquecimento por indução transversal) é que quando uma corrente alternada é fornecida à bobina, um campo magnético é gerado ali. Quando um condutor é posicionado dentro desse campo magnético, um efeito de indução eletromagnética provoca correntes de Foucault que têm orientação oposta à corrente da bobina para ocorrerem dentro do condutor em uma direção circunferencial ortogonal ao fluxo magnético, e o calor de Joule resultante provoca o aquecimento do condutor. Essas correntes de Foucault são mais fortes na superfície interna da bobina, e diminuem exponencialmente em uma direção para dentro (esse fenômeno é chamado efeito pelicular). Consequentemente, é sabido que à medida que a freqüência se reduz, a profundidade de penetração da corrente aumenta; portanto, um padrão de aquecimento mais uniforme é obtido na direção da espessura. Enquanto que em contraste, à medida que a freqüência aumenta, a profundidade de penetração da corrente diminui; portanto, é obtido um padrão de aquecimento que apresenta um superaquecimento mínimo e um pico na superfície na direção da espessura. Consequentemente, usando-se um equipamento de aqueciPetição 870180157360, de 30/11/2018, pág. 61/104
47/80 mento por indução transversal, o aquecimento na direção da laminação e na direção da largura da chapa pode ser conduzido da maneira convencional. Além disso, em termos de aquecimento na direção da espessura da chapa, quando se altera a freqüência do equipamento de aquecimento por indução transversal de modo a variar a profundidade de penetração, o padrão de temperatura de aquecimento na direção da espessura da chapa pode ser controlado; portanto, a distribuição da temperatura através da espessura da chapa pode ser tornada mais uniforme. Nesse caso, o uso de um equipamento de aquecimento por indução com freqüência variável é preferível; entretanto, a freqüência pode também ser alterada usando-se um capacitor. Além disso, o controle da quantidade de calor fornecida pelo equipamento de aquecimento por indução pode também ser alcançado pelo posicionamento de uma pluralidade de indutores tendo diferentes freqüências, e então ajustando-se a quantidade de calor aplicada por cada indutor de modo a se alcançar o padrão de aquecimento desejado através da direção da espessura. Além disso, como alterar o vão de ar para o material que está sendo aquecido provoca uma flutuação na freqüência, a quantidade de calor fornecida pelo equipamento de aquecimento por indução pode também ser controlada alterando-se o vão de ar para alcançar a freqüência desejada e, portanto, o padrão de aquecimento desejado.
[00153] Além disso, se necessário, a barra para produção de chapas obtida pode ser submetida à descamação usando-se água a alta pressão entre a etapa de laminação em bruto e a etapa de laminação de acabamento, para remover quaisquer defeitos provocados por carepa tais como carepa vermelha. Nesse caso, a pressão de impacto P (MPa) da água a alta pressão na superfície da barra para produção de chapas e a taxa de fluxo L (litros/cm2) da água a alta pressão satisfaz preferivelmente a condição mostrada abaixo.
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P x L > 0.0025 [00154] Aqui, P é definido como segue (veja Iron and Steel, 1991, vol. 77, n° 9, página 1450).
P = 5,64 x P0 x V/H2 onde
P0 (MPa): pressão líquida
V (litros/min): taxa de fluxo no bocal
H (cm): distância entre a superfície da chapa de aço e o bocal
Além disso, a taxa de fluxo L é definida como segue.
L = V/(Wxv) onde
V (litros/min): taxa de fluxo no bocal
W (cm): largura ao longo da qual o líquido pulverizado por um único bocal faz contato com a superfície da chapa de aço.
v (cm/min): velocidade de roscamento [00155] O limite superior para o valor da pressão de impacto P x taxa de fluxo L precisa ser restrito não para alcançar os efeitos da presente invenção, mas porque várias desvantagens, tais como abrasão aumentada no bocal, tendem a surgir quando a taxa de fluxo no bocal é aumentada demais, o valor de P x L é preferivelmente de não mais que 0,02.
[00156] Além disso, a altura máxima Ry da rugosidade na chapa de aço após a laminação de acabamento é preferivelmente de não mais que 15 pm (15 pm Ry, l 2,5 mm, ln 12,5 mm). Isto é porque, como está descrito, por exemplo, na página 84 do Metal Material Fatigue Design Handbook, editado pela Society of Materials Science, Japão, a resistência à fadiga da chapa de aço laminada a quente ou lavada com ácido está claramente correlacionada com a altura máxima Ry da superfície da chapa de aço. Para alcançar esse nível de rugosidade de super
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49/80 fície, é desejável que a água pulverizada a alta pressão na superfície da chapa de aço no processo de descamação satisfaz a condição de pressão de impacto P x taxa de fluxo L > 0,003. Além disso, para evitar que a carepa volte a se formar na chapa de aço após a descamação, a subsequente laminação de acabamento é preferivelmente iniciada em 5 segundos após completar a descamação.
[00157] A laminação de acabamento é iniciada após o término da etapa de laminação em bruto. O tempo entre completar a laminação em bruto e iniciar a laminação de acabamento é preferivelmente de não menos que 30 segundos e não mais que 150 segundos.
[00158] Se esse tempo for menor que 30 segundos, então uma temperatura de início da laminação de acabamento de menos de 1.080°C não pode ser alcançado a menos que seja emp regado um dispositivo de resfriamento especial. Portanto, bolhas que possam agir como origem para defeitos de carepa escamosa ou em forma de eixo são geradas entre as carepas de superfície no ferro base da chapa de aço ou antes da laminação de acabamento ou durante o período de interpasse, e a formação desses defeitos de carepa torna-se mais provável.
[00159] Se o tempo exceder 150 segundos, então o Nb e o Ti se precipitam como carbonetos TiC e NbC brutos dentro da austenita na barra para produção de chapas.
[00160] Como resultado dessa precipitação de TiC e NbC brutos, a quantidade absoluta de solução sólida C tende a ser insuficiente dentro de uma bobina laminada a quente que represente uma possível configuração para o produto final laminado a quente e, portanto, a densidade no contorno do grão da solução sólida C cai para menos de 1 átomo/nm2; portanto, a probabilidade de descascamento aumenta.
[00161] Além disso, Ti e Nb são elementos que se precipitam finamente dentro da ferrita ou durante o resfriamento subsequente ou
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50/80 após o bobinamento, portanto o Ti e o Nb contribuem para a resistência do aço pelo reforço da precipitação. Consequentemente, se Ti e Nb forem precipitados como carbonetos nessa etapa, e as quantidades de solução sólida Ti e de solução sólida Nb são reduzidas, então melhorias na resistência da chapa de aço laminada a quente não podem ser esperadas.
[00162] Consequentemente, o tempo entre o término da laminação em bruto e o início da laminação de acabamento é ajustado para não menos de 30 segundos e não mais que 150 segundos, e é preferivelmente não mais que 90 segundos.
[00163] Na etapa de laminação de acabamento, se a temperatura de início da laminação de acabamento for 1.080°C ou maior, então bolhas que possam agir como origem para defeitos de carepa escamosa ou carepa em forma de eixo são geradas entre carepas de superfície no ferro base da chapa de aço ou antes da laminação de acabamento ou durante o período de interpasse e, portanto, a formação desses defeitos de carepa torna-se mais provável. Em contraste, se a temperatura de início da laminação de acabamento for menor que 1.000°C, então a temperatura de laminação aplicada à barra para produção de chapas que é um objetivo a ser laminado tende a diminuir com cada passe da laminação de acabamento. Nessa faixa de temperaturas, como o limite da solução sólida para Nb e Ti diminui, aumenta a probabilidade que TiC e NbC brutos se precipitem dentro da austenita durante a laminação de acabamento. Como resultado dessa precipitação de TiC e NbC brutos, a quantidade absoluta de solução sólida C tende a ser insuficiente dentro de uma bobina a quente que representa uma possível configuração para o produto final de aço laminado a quente e, portanto, a densidade no limite dos grãos da solução sólida C cai para menos de 1 átomo/nm2; portanto, a probabilidade de descascamento aumenta.
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51/80 [00164] Se as quantidades de solução sólida Nb e de solução sólida Ti diminuem durante a etapa de laminação de acabamento, da maneira descrita acima, um aumento na resistência da chapa de aço não pode ser esperado, e a chapa de aço torna-se propensa ao descascamento. Consequentemente, a temperatura de início da laminação de acabamento é ajustada para dentro de uma faixa de não menos que 1.000°C mas de menos que 1.080°C.
[00165] Além disso, na etapa de laminação de acabamento, se a razão de redução no passe final for menor que 3%, então a forma de roscamento tende a deteriorar, e pode ter efeitos adversos na forma da bobina enrolada quando uma bobina a quente é formada, e na precisão da espessura da chapa do produto final. Por outro lado, se a razão de redução no passe final exceder 15%, então a distorção excessiva é introduzida; portanto, a densidade de deslocamento dentro do interior da chapa de aço laminada a quente aumenta mais que o necessário. Após o término da laminação de acabamento, uma vez que regiões tendo alta densidade de deslocamento têm uma alta densidade de distorção, as regiões são prontamente transformadas em estruturas ferrita. A ferrita formada por esse tipo de transformação é precipitada enquanto uma pouca quantidade de carbono é solubilizada solidamente, e portanto o carbono contido dentro da fase principal tende a ser prontamente concentrado na interface entre a austenita e a ferrita. Portanto, a densidade no limite dos grãos da solução sólida C aumenta, e carbonetos brutos de Nb e Ti são também mais prováveis de se precipitarem nas interfaces.
[00166] Se as quantidades de solução sólida Nb e solução sólida Ti forem reduzidas durante a etapa de laminação de acabamento dessa forma, então pelas razões descritas acima, um aumento na resistência da chapa de aço não pode ser esperado, e a chapa de aço torna-se propensa a descascamento.
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52/80 [00167] Consequentemente, a razão de redução no passe final na etapa de laminação de acabamento é restrita a um valor de não menos que 3% e não mais que 15%.
[00168] Além disso, nos casos em que a temperatura de término da laminação de acabamento é menor que a temperatura do ponto de transformação Ar3, a ferrita é precipitada ou antes da laminação ou durante a laminação. A ferrita precipitada submete-se à laminação e retém sua estrutura trabalhada após a laminação e, portanto, ocorrem uma redução na ductilidade e uma deterioração na capacidade de conformação da chapa de aço obtida após a laminação. Em contraste, se a temperatura de término da laminação de acabamento exceder 950°C, então os grãos γ crescem e embrutecem no período entre o término da laminação e o início do resfriamento; portanto, a densidade no limite dos grãos da solução sólida C aumenta,e as regiões nas quais a ferrita pode ser precipitada para se alcançar uma ductilidade favorável são também reduzidas. Como resultado, há a possibilidade de que a ductilidade deteriore. Consequentemente, a temperatura de término da laminação de acabamento é de não menos que a temperatura do ponto de transformação Ar3 e não mais que 950°C. Além disso, pelas mesmas razões, para evitar um aumento na densidade no limite dos grãos da solução sólida C, o tempo entre o término da laminação de acabamento e o início do resfriamento é preferivelmente de não mais que 10 segundos.
[00169] Embora não haja restrições particulares na velocidade de laminação na presente invenção, se a velocidade de laminação na cadeira final de laminação for menor que 400 mpm, então os grãos γ crescem e embrutecem; portanto, a densidade no limite dos grãos da solução sólida C aumenta, e as regiões nas quais a ferrita pode ser precipitada para se alcançar uma ductilidade favorável são também reduzidas. Como resultado, há a possibilidade de que a ductilidade
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53/80 deteriore. Além disso, embora os efeitos da presente invenção possam ser alcançados sem especificar-se qualquer limite superior em particular para a velocidade de laminação, limitações do equipamento significam que a velocidade de laminação é tipicamente de não mais que 1.800 mpm. Consequentemente, a velocidade de laminação durante a laminação de acabamento é preferivelmente ajustada conforme desejado dentro de uma faixa de não menos que 400 mpm até não mais que 1.800 mpm.
[00170] Após o término da etapa da laminação de acabamento, é conduzida uma etapa de resfriamento na qual, pelas razões descritas abaixo, a chapa de aço obtida é resfriada a partir da temperatura de término da laminação de acabamento até uma temperatura de início de bobinamento para o início da etapa de bobinamento descrita abaixo a uma taxa de resfriamento que excede 15°C/s. Isto é, durante o resfriamento conduzido entre o término da etapa de laminação de acabamento e o início da etapa de bobinamento, ocorre a competição entre gerações de nucleações de cementita precipitadas, TiC, NbC e similares. Se a taxa de resfriamento for de não mais que 15°C/s, então a geração da nucleação de cementita precipitada tem prioridade, e grãos de cementita excedendo 1 pm tendem a crescer nos limites dos grãos durante a subsequente etapa de bobinamento; portanto, ocorre uma deterioração na capacidade de expansão do furo. Além disso, há o risco de que esse crescimento da cementita possa inibir a precipitação fina de carbonetos tais como TiC e NbC; portanto, ocorre a deterioração na resistência. Além disso, mesmo no caso em que, conforme descrito abaixo, a temperatura de bobinamento é de não mais que 650°C, ou mesmo 550°C ou menor, se a taxa de resfri amento for 15°C/s ou menor, então o crescimento da cementita é promovido, e há uma possibilidade de que a densidade no contorno do grão da solução sólida C e/ou da solução sólida B pode cair para menos de 1 áto
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54/80 mo/nm2; portanto, a fenda na superfície de fratura pode ocorrer. Como resultado, o limite inferior para a taxa de resfriamento é especificado como sendo maior que 15°C/s. Embora os efeitos da presente invenção possam ser alcançados sem especificar-se qualquer limite superior para a taxa de resfriamento durante a etapa de resfriamento, se se considerar a deformação da chapa provocada por distorção térmica, então uma taxa de resfriamento de não mais que 300°C/s é preferida.
[00171] Além disso, na etapa de resfriamento, para se alcançar uma capacidade de conformação de flange superior e uma capacidade de formação de rebarbação superior, é preferível que a microestrutura inclua uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw), e uma taxa de resfriamento que exceda 15°C/s é adeq uada para se obter esse tipo de microestrutura.
[00172] Em outras palavras, uma taxa de resfriamento que exceda 15°C/s mas que seja de não mais que aproximadamente 50°C/s representa a faixa para a qual a produção estável pode ser alcançada,e como fica evidente nos exemplos,uma taxa de resfriamento de não mais que 20°C/s permite uma produção ainda mais estável.
[00173] Além disso, em uma chapa de aço que tenha uma resistência à tração da ordem de 540 MPa, para se obter uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo, a taxa de resfriamento deve ser levemente aumentada. Para uma chapa de aço de 540 MPa, o limite inferior para a taxa de resfriamento é mais preferivelmente 30°C/s.
[00174] Naqueles casos em que a microestrutura é formada para incluir uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw), para alcançar uma melhoria na ductilidade sem provocar qualquer deterioração significativa nas propriedades de rebarbação, a ferrita poligonal pode ser incorporada na microestrutura a uma fração de volume de não mais que 20% se necessário. Nesse caso, durante a etapa de resfriamento conduzida entre o término da etapa de laminação de
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55/80 acabamento e o início da etapa de bobinamento,a chapa de aço pode ser mantida por 1 a 20 segundos dentro de uma região de temperaturas da temperatura do ponto de transformação Ar3 até a temperatura do ponto de transformação Ar1 (isto é, região de duas fases, de ferrita e austenita). Esse tempo de manutenção é aplicado para promover a transformação da ferrita dentro da região de duas fases, mas se o tempo de manutenção for menor que 1 segundo, então a transformação da ferrita dentro da região de duas fases é inadequada; portanto, uma ductilidade satisfatória não pode ser alcançada. Em contraste, se o tempo de manutenção exceder 20 segundos, então o tamanho dos precipitados incluindo Ti e/ou Nb tende a se embrutecer; portanto, há o risco de que a contribuição do reforço da precipitação possa fazer a resistência do aço deteriorar significativamente. Por essas razões, o tempo de manutenção é preferivelmente ajustado como desejado dentro de uma faixa de não menos de 1 segundo até não mais que 20 segundos com o propósito de assegurar que a ferrita poligonal seja incorporada dentro da estrutura de transformação de resfriamento contínuo durante a etapa de resfriamento. Além disso, a faixa de temperatura na qual esse tempo de manutenção de 1 a 20 segundos é executado é preferivelmente de não menos que a temperatura do ponto de transformação Ar1 e de não mais que 860°C para promover mais imediatamente a transformação da ferrita. Além disso, para limitar o efeito adverso na produtividade, o tempo de manutenção está mais preferivelmente dentro de uma faixa de 1 a 10 segundos. Além disso, para satisfazer essas condições, é necessário que a faixa de temperaturas acima seja alcançada rapidamente resfriando-se a chapa de aço a uma taxa de resfriamento de pelo menos 20°C/s após o termino da laminação de acabamento. Embora não haja restrições particulares quanto ao limite superior da taxa de resfriamento, a capacidade do equipamento de resfriamento requer uma taxa de resfriamento de não
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56/80 mais de 300°C/s. Além disso, se a taxa de resfriame nto for muito alta, então há uma probabilidade aumentada de que a temperatura final do resfriamento possa não ser capaz de ser controlada, de forma que ocorre um super-resfriamento com a temperatura excedendo o objetivo até uma temperatura menor que a temperatura do ponto de transformação An, e nesse caso qualquer efeito de melhoria na ductilidade é perdido. Portanto, a taxa de resfriamento é restrita preferivelmente a não mais que 150°C/s.
[00175] No caso da composição de uma chapa de aço tendo um limite de resistência à tração da ordem de 540 MPa, o limite inferior da taxa de resfriamento é preferivelmente de 20°C/s pa ra alcançar uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo.
[00176] No caso de uma composição de chapa de aço que tenha uma resistência à tração da ordem de 780 MPa, o limite inferior para a taxa de resfriamento é preferivelmente maior que 15°C/s para alcançar uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo.
[00177] A temperatura do ponto de transformação Ar3 pode ser facilmente representada por uma relação com os componentes do aço pela fórmula aritmética mostrada abaixo. Em outras palavras, se o teor de Si (%) for representado por [Si], o teor de Cr (%) for representado por [Cr], o teor de Cu (%) for representado por [Cu], o teor de Mo (%) for representado por [Mo], e o teor de Ni for representado por [Ni], então a temperatura do ponto de transformação An é definida pela fórmula numérica (D) abaixo.
Ar3 = 910 - 310x[C] + 25x[Si] - 80x[Mneq].....(D) [00178] Nos casos em que nenhum B seja adicionado, [Mneq] é representado pela fórmula numérica (E) abaixo.
[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni]/2 + 10([Nb] 0.02).....(E) [00179] Nos casos em que B é adicionado, [Mneq] é representado
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57/80 pela fórmula numérica (F) abaixo.
[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni]/2 + 10([Nb] - 0.02) + 1.....(F) [00180] Além disso, o ponto de transformação Ar1 descreve a temperatura, durante o resfriamento, em que a fase austenita é eliminada e a transformação γ ® a está completa, mas como o Ar1 não tem uma fórmula aritmética simples como aquelas mostradas acima para o Ar3, o valor que é medido usando-se o teste de ciclo de aquecimento ou similar é tipicamente empregado.
[00181] Na etapa de bobinamento, se a temperatura de bobinamento for menor que 450°C, então o tamanho de grão da cementita precipitada nos limites dos grãos tendem a se embrutecer e exceder 1 pm; portanto, ocorre uma deterioração na capacidade de expansão do furo. Em contraste, se a temperatura de bobinamento exceder 650°C, então a densidade no limite dos grãos das solução sólida C e/ou da solução sólida B cai para menos de 1 átomo/nm2; portanto, ocorre a fenda na superfície de fratura. Consequentemente, a temperatura de bobinamento durante a etapa de bobinamento é restrita a não menos que 450°C e não mais que 650°C. Nos casos em que B não é adicionado, se a temperatura de bobinamento exceder 550°C, então a densidade de segregação no contorno do grão da solução sólida C tende a cair para menos de 1 átomo/nm2; portanto, ocorre a fenda na superfície de fratura. Consequentemente, nos casos em que nenhum B é adicionado, a temperatura de bobinamento durante a etapa de bobinamento é restrita a não menos que 450°C e não mais que 550°C .
[00182] Na presente invenção. A densidade no limite dos grãos da solução sólida C deve ser controlada com precisão.
[00183] Consequentemente, os fatores listados abaixo são regulados para permitir que a densidade final no limite dos grãos de solução sólida C seja alterada conforme necessário.
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1) Componentes da placa
2) Temperatura de aquecimento
3) tempo decorrido entre a laminação em bruto e a laminação de acabamento
4) Temperatura de início da laminação de acabamento
5) Razão de redução final da laminação de acabamento
6) Tempo de manutenção antes do início do resfriamento
7) Taxa de resfriamento
8) Temperatura de bobinamento [00184] Para corrigir a forma da chapa de aço e melhorar a ductilidade pela introdução de deslocamentos variáveis, uma laminação de skinpass é preferivelmente conduzida com uma razão de redução de não menos de 0,1% e não mais de 2% após término de todas as etapas de produção. Além disso, se necessário, uma lavagem ácida pode também ser executada após o término de todas as etapas de produção para remover a carepa aderida à superfície da chapa de aço laminada a quente obtida. Além disso, após o término da lavagem ácida, a chapa de aço laminada a quente resultante pode ser submetida ou a uma laminação de skinpass a uma razão de redução de não mais que 10% ou a uma laminação a frio a uma redução de até aproximadamente 40%, que pode ser conduzida ou on-line ou off-line.
[00185] Além disso, a chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção pode ser submetida a tratamento térmico em uma linha de revestimento por imersão a quente, ou após o lingotamento, ou após a laminação a quente ou após o resfriamento, e a chapa de aço laminada a quente pode também ser submetida a um tratamento de superfície separado. Executando-se o revestimento em uma linha de revestimento por imersão a quente, a resistência à corrosão da chapa de aço laminada a quente pode ser melhorada.
[00186] Nos casos em que a chapa de aço laminada a quente é
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59/80 submetida à galvanização após a lavagem ácida, a chapa de aço pode ser imersa no banho de galvanização e então submetida ao tratamento de ligação se necessário. Executar-se um tratamento de ligação não apenas melhora a resistência à corrosão da chapa de aço laminada a quente, mas também melhora a resistência à soldagem em todas as formas de soldagem, inclusive soldagem por pontos.
EXEMPLOS [00187] A presente invenção é descrita em detalhes abaixo com base em uma série de exemplos.
[00188] Placas de aço a a m contendo os componentes químicos mostrados na Tabela 3 foram fundidas cada uma em um forno conversor, e após o lingotamento contínuo, elas foram ou alimentadas diretamente à laminação em bruto ou foram reaquecidas e então submetidas à laminação em bruto. Então elas foram submetidas à laminação de acabamento para reduzir a espessura da chapa até 2,0 a 3,6 mm. Após o resfriamento em uma mesa de saída, cada chapa de aço foi bobinada para completar a preparação da chapa de aço laminada a quente. Mais especificamente, as chapas de aço laminadas a quente foram preparadas de acordo com as condições de preparação mostradas nas Tabelas 4 a 7. As composições químicas mostradas nas tabelas são todas registradas como valores de % em massa. Também o restante do aço excluindo-se os componentes mostrados na Tabela 3 é composto de Fe e as inevitáveis impurezas. Além disso, os valores sublinhados na Tabela 3 e nas Tabelas 4 a 7 representam valores fora das faixas especificadas pela presente invenção.
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Tabela 3
Aço Composição química (unidades: % em massa) [Nb]x[C] 1* 2*
C Si Mn P S Al N Nb Ti Outro (% em massa)
Exemplo da invenção a 0.043 0.064 1.21 0.012 0.004 0.037 0.0038 0.046 0.036 0.00198 0.0281 0.164
Exemplo da invenção b 0.041 0.071 1.14 0.009 0.003 0.040 0.0035 0.043 0.036 B: 0.0008 0.00176 0.0265 0.187
Exemplo da invenção c 0.038 0.040 0.94 0.010 0.002 0.029 0.0041 0.031 0.124 B: 0.0022, Ca: 0.0015 0.00118 0.0030 0.117
Exemplo da invenção d 0.035 0.033 0.56 0.011 0.002 0.022 0.0028 0.015 0.138 Cu: 0.9, Ni: 0.5 0.00053 -0.0014 0.100
Exemplo da invenção e 0.040 0.089 1.18 0.009 0.004 0.037 0.0030 0.036 0.041 V: 0.15 0.00144 0.0251 0.242
Exemplo da invenção f 0.039 0.055 1.16 0.008 0.003 0.033 0.0035 0.037 0.042 Cr: 0.11 0.00144 0.0237 0.141
Exemplo da invenção g 0.042 0.060 1.10 0.010 0.003 0.029 0.0033 0.034 0.039 Mo: 0.06, REM: 0.0008 0.00143 0.0279 0.152
Exemplo Comparativo h 0.082 0.006 1.55 0.009 0.004 0.016 0.0031 0.043 — 0.00353 0.0820 -0.064
Exemplo Comparativo i 0.080 0.290 1.50 0.010 0.008 0.033 0.0040 0.046 — 0.00368 0.0741 0.796
Exemplo Comparativo j 0.181 0.031 1.38 0.014 0.007 0.033 0.0042 0.001 — 0.00018 0.1809 -0.088
Exemplo Comparativo k 0.002 0.022 0.11 0.008 0.002 0.048 0.0030 0.021 0.034 B: 0.0005 0.00004 -0.0092 0.075
Exemplo Comparativo l 0.071 0.210 1.63 0.007 0.002 0.030 0.0039 0.064 0.013 Mo: 0.09, Cr: 0.2 0.00454 0.0595 0.571
Exemplo Comparativo m 0.039 0.940 1.33 0.011 0.005 0.034 0.0039 0.029 0.119 0.00113 0.0055 2.814
Exemplo Comparativo n 0.041 0.078 2.43 0.009 0.008 0.033 0.0041 0.041 0.068 0.0017 0.0187 0.215
Exemplo Comparativo o 0.050 0.031 2.07 0.010 0.004 0.016 0.0035 0.047 0.156 0.0024 0.0049 0.088
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Tabela 4
Aço n° Fatores Metalúrgicos Condições de produção
Componente Temperatura da solução (°C) Temperatura do ponto de transformação Ar3 (°C) Temper. de aquecimento (°C) Tempo de manutenção (min) Temp. de término da laminação em bruto (C) Tempo de interpasse em bruto/acab.(s) Aquecimento da barra Pressão de descamação (L/cm2) Temp. de início da laminação de acabamento (°C)
Exemplo da Invenção 1 a 1071 781 1150 30 1110 90 Não 0.0030 1060
Exemplo da Invenção 2 a 1071 781 1150 30 1110 90 Não 0.0030 1060
Exemplo Comparativo 3 a 1071 781 1230 30 1180 120 Não 0.0030 1100
Exemplo Comparativo 4 a 1071 781 1050 30 1010 60 Sim -- 1040
Exemplo Comparativo 5 a 1071 781 1150 30 1050 60 Não 0.0030 980
Exemplo da Invenção 6 a 1071 781 1150 30 1110 90 Não -- 1070
Exemplo Comparativo 7 a 1071 781 1150 30 1110 210 Sim -- 1030
Exemplo Comparativo 8 a 1071 781 1150 30 1080 150 Não 0.0030 990
Exemplo Comparativo 9 a 1071 781 1150 30 1110 90 Não 0.0030 1060
Exemplo Comparativo 10 a 1071 781 1150 30 1110 60 Sim -- 1080
Exemplo Comparativo 11 a 1071 781 1150 30 1080 120 Não 0.0030 1000
Exemplo Comparativo 12 a 1071 781 1150 30 1110 90 Não 0.0030 1060
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Continuação
Aço n° Fatores Metalúrgicos Condições de produção
Componente Temperatura da solução (°C) Temperatura do ponto de transformação Ar3 (C) Temper. de aquecimento (°C) Tempo de manutenção (min) Temp. de término da laminação em bruto (C) Tempo de interpasse em bruto/acab.(s) Aquecimento da barra Pressão de descamação (L/cm2) Temp. de início da laminação de acabamento (C)
Exemplo Comparativo 13 a 1071 781 1150 30 1110 90 Não 0.0030 1060
Exemplo Comparativo 14 a 1071 781 1150 30 1110 90 Não 0.0030 1060
Exemplo da Invenção 15 b 1057 709 1160 60 1130 120 Não 0.0026 1070
Exemplo Comparativo 16 b 1057 709 1160 60 1130 120 Não 0.0026 1070
Exemplo da Invenção 17 b 1057 709 1160 10 1120 120 Não 0.0026 1060
Exemplo da Invenção 18 b 1057 709 1160 60 1130 120 Não 0.0026 1070
Exemplo da Invenção 19 b 1057 709 1160 60 1130 120 Não 0.0026 1070
Exemplo da Invenção 20 c 1012 735 1160 60 1130 60 Sim 0.0030 1070
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Tabela 5
Aço n° Fatores Metalúrgicos Condições de produção
Componente Temperatura da solução (°C) Temperatura do ponto de transformação Ar3 (°C) Temper. de aquecimento (°C) Tempo de manutenção (min) Temp. de término da laminação em bruto (°C) Tempo de interpasse em bruto/acab.(s) Aquecimento da barra Pressão de descamação (L/cm2) Temp. de início da laminação de acabamento (°C)
Exemplo da Invenção 21 d 931 767 1160 60 1130 60 Sim 0.0030 1070
Exemplo da Invenção 22 e 1034 793 1160 60 1130 60 Sim 0.0030 1070
Exemplo da Invenção 23 f 1035 784 1160 60 1130 60 Sim 0.0030 1070
Exemplo da Invenção 24 g 1033 794 1160 60 1130 60 Sim 0.0030 1070
Exemplo Comparativo 25 h 1142 742 1170 30 1130 60 Não 0.0030 1080
Exemplo Comparativo 26 i 1148 752 1170 30 1130 60 Não -- 1070
Exemplo Comparativo 27 j 838 759 1170 30 1130 60 Não -- 1070
Exemplo Comparativo 28 k 732 820 1170 30 1130 60 Sim -- 1080
Exemplo Comparativo 29 l 1176 708 1170 30 1130 120 Não -- 1000
Exemplo Comparativo 30 m 1008 808 1230 60 1130 60 Sim -- 1080
Exemplo da Invenção 31 n 1046 722 1160 60 1120 75 Não -- 1050
Exemplo da Invenção 32 o 1091 729 1160 60 1120 75 Não -- 1050
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Continuação
Aço n° Fatores Metalúrgicos Condições de produção
Componente Temperatura da solução (°C) Temperatura do ponto de transformação Ar3 (°C) Temper. de aquecimento (°C) Tempo de manutenção (min) Temp. de término da laminação em bruto (°C) Tempo de interpasse em bruto/acab.(s) Aquecimento da barra Pressão de descamação (L/cm2) Temp. de início da laminação de acabamento (°C)
Exemplo da Invenção 33 g 1033 794 1160 60 1120 75 Não -- 1050
Exemplo da Invenção 34 a 1071 781 1160 60 1120 75 Não -- 1050
Exemplo Comparativo 35 a 1071 781 1160 60 1120 75 Não -- 1050
Exemplo Comparativo 36 c 1012 735 1160 60 1120 75 Não -- 1050
Exemplo da Invenção 37 c 1012 735 1160 60 1120 75 Não -- 1050
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Tabela 6
Aço n° Condições de produção
Razão de redução do passe final de laminação de acabamento (%) Temp. de término da laminação de acabamento (C) Tempo até o início do resfriamento (s) Velocidade de saída da lamin. de acab. (mpm) Taxa de resfriamento (°C/s) Temp.d e manutenção (°C) Tempo de manutenção (s) Temp. de bobinamento (°C) Lavagem ácida Imersão em banho de revestimento Tratamento de ligação
Exemplo da Invenção 1 12.8 890 1.1 750 30 -- -- 500 Sim Sim Não
Exemplo da Invenção 2 12.8 890 1.1 750 30 620 4.0 510 Não Não Não
Exemplo Comparativo 3 12.8 920 1.1 750 30 -- -- 520 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 4 12.8 870 1.1 750 30 -- -- 500 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 5 12.8 830 1.1 750 30 -- -- 500 Sim Não Não
Exemplo da Invenção 6 12.8 910 1.1 750 30 -- -- 520 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 7 12.8 860 1.1 750 30 -- -- 500 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 8 12.8 840 1.1 750 30 -- -- 490 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 9 18.2 900 1.1 750 30 -- -- 510 Sim Não Não
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Continuação
Aço n° Condições de produção
Razão de redução do passe final de laminação de acabamento (%) Temp. de término da laminação de acabamento (°C) Tempo até o início do resfriamento (s) Velocidade de saída da lamin. de acab. (mpm) Taxa de resfriamento (°C/s) Temp.d e manutenção (°C) Tempo de manutenção (s) Temp. de bobinamento (°C) Lavagem ácida Imersão em banho de revestimento Tratamento de ligação
Exemplo Comparativo 10 12.8 980 0.9 950 30 620 4.0 550 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 11 4.5 750 1.8 450 30 -- -- 470 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 12 12.8 880 1.4 600 5 -- -- 490 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 13 12.8 890 1.1 750 20 -- -- 100 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 14 12.8 890 1.1 750 20 -- -- 650 Sim Não Não
Exemplo da Invenção 15 7.3 880 1.2 700 18 -- -- 600 Sim Sim Sim
Exemplo Comparativo 16 7.3 880 1.2 700 18 -- -- 700 Sim Não Não
Exemplo da Invenção 17 7.3 870 1.2 700 35 -- -- 590 Sim Sim Sim
Exemplo da Invenção 18 7.3 880 2.1 380 35 620 4.0 600 Sim Sim Sim
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Continuação
Aço n° Condições de produção
Razão de redução do passe final de laminação de acabamento (%) Temp. de término da laminação de acabamento (°C) Tempo até o início do resfriamento (s) Velocidade de saída da lamin. de acab. (mpm) Taxa de resfriamento (°C/s) Temp.d e manutenção (°C) Tempo de manutenção (s) Temp. de bobinamento (°C) Lavagem ácida Imersão em banho de revestimento Tratamento de ligação
Exemplo da Invenção 19 7.3 880 1.2 700 35 710 12.0 550 Sim Sim Sim
Exemplo da Invenção 20 12.8 930 0.9 950 20 -- -- 600 Sim Sim Não
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Tabela 7
Aço n° Condições de produção
Razão de redução do passe final de laminação de acabamento (%) Temp. de término da laminação de acabamento (C) Tempo até o início do resfriamento (s) Velocidade de saída da lamin. de acab. (mpm)_ Taxa de resfriamento(°C/s) Temp.d e manutenção (°C) Tempo de manutenção (s) Temp. de bobinamento (°C) Lavagem ácida Imersão em banho de revestimento Tratamento de ligação
Exemplo da Invenção 21 12.8 890 1.0 800 20 -- -- 500 Sim Sim Não
Exemplo da Invenção 22 12.8 890 1.0 800 50 -- -- 550 Sim Sim Não
Exemplo da Invenção 23 12.8 890 1.0 800 50 -- -- 550 Sim Sim Não
Exemplo da Invenção 24 12.8 890 1.0 800 50 -- -- 550 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 25 12.8 870 1.0 800 50 -- -- 570 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 26 12.8 870 1.0 800 50 -- -- 570 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 27 12.8 880 0.9 950 20 -- -- 550 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 28 12.8 930 0.7 1200 20 -- -- 640 Sim Não Não
Exemplo Comparativo 29 12.8 790 1.0 800 10 -- -- 570 Não Não Não
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Continuação
Aço n° Condições de produção
Razão de redução do passe final de laminação de acabamento (%) Temp. de término da laminação de acabamento (°C) Tempo até o início do resfriamento (s) Velocidade de saída da lamin. de acab. (mpm)_ Taxa de resfriamento(<C/s) Temp.d e manutenção (°C) Tempo de manutenção (s) Temp. de bobinamento (°C) Lavagem ácida Imersão em banho de revestimento Tratamento de ligação
Exemplo Comparativo 30 7.3 930 1.0 800 20 620 3.0 500 Sim Não Não
Exemplo da Invenção 31 4.5 940 1.4 600 20 -- -- 520 Não Não Não
Exemplo da Invenção 32 4.5 940 1.4 600 20 -- -- 520 Não Não Não
Exemplo da Invenção 33 4.5 910 1.4 600 20 -- -- 520 Não Não Não
Exemplo da Invenção 34 4.5 910 1.4 600 25 -- -- 520 Não Não Não
Exemplo Comparativo 35 4.5 910 1.4 600 15 -- -- 520 Não Não Não
Exemplo Comparativo 36 4.5 940 1.4 600 5 -- -- 520 Não Não Não
Exemplo da Invenção 37 4.5 940 1.4 600 30 -- -- 520 Não Não Não
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70/80 [00189] Nessas tabelas, o termo componente refere-se ao aço que corresponde àquele símbolo particular e que tenha os componentes mostrados na Tabela 3, o termo temperatura da solução refere-se à temperatura mínima de reaquecimento da placa calculada usando-se a fórmula numérica (A), e o termo temperatura do ponto de transformação Ar3 refere-se à temperatura calculada usando-se a fórmula numérica (D). Além disso, a temperatura de aquecimento representa a temperatura de aquecimento durante a etapa de aquecimento, o tempo de manutenção representa o tempo de manutenção a uma temperatura de aquecimento predeterminada durante a etapa de aquecimento, e a temperatura de término da laminação em bruto representa a temperatura em que a laminação em bruto é encerrada na etapa de laminação em bruto,o tempo de interpasse em bruto/final descreve o tempo entre o término da laminação em bruto e o início da etapa de laminação de acabamento, o aquecimento da barra descreve se é usado ou não um equipamento de aquecimento entre a etapa da laminação em bruto e a etapa da laminação de acabamento, a pressão de descamação representa a pressão de descamação aplicada pelo equipamento de descamação de pressão comparativamente alta fornecido entre a laminação em bruto e a laminação de acabamento, e a temperatura de início da laminação de acabamento descreve a temperatura no início da etapa de laminação de acabamento. Além disso, a razão de redução do passe final da laminação de acabamento descreve a razão de redução durante o passe final na etapa de laminação de acabamento, a temperatura de término da laminação de acabamento representa a temperatura no término a etapa de laminação de acabamento,o tempo até o início do resfriamento descreve o tempo do término da etapa de laminação de acabamento até o início do resfriamento na etapa de resfriamento, a velocidade de saída da laminação de acabamento representa a velocidade de roscamento na
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71/80 saída da cadeira final de acabamento, a taxa de resfriamento representa a taxa média de resfriamento a partir do início da etapa de resfriamento na mesa de saída através da etapa de bobinamento mas excluindo o tempo de manutenção, a temperatura de manutenção descreve a temperatura inicial dentro da zona de resfriamento a ar, que é fornecida parcialmente através da etapa de resfriamento na mesa de saída e é uma zona na qual a chapa de aço não é resfriada com água de resfriamento, o tempo de manutenção descreve o tempo de resfriamento a ar dentro da faixa de manutenção da temperatura, a temperatura de bobinamento descreve a temperatura durante o bobinamento da chapa de aço com um bobinador durante a etapa de bobinamento, lavagem ácida refere-se a se um tratamento de lavagem ácida da chapa de aço laminada a quente obtida é conduzida ou não, imersão em banho de revestimento refere-se a se a chapa de aço laminada a quente obtida é imersa ou não em um banho de revestimento, e tratamento de ligação descreve se um tratamento de ligação é conduzido ou não após a imersão no banho de revestimento.
[00190] A imersão em banho de revestimento listada nas tabelas 6 e 7 foi conduzida a uma temperatura de banho de Zn de 430 a 460°C. Além disso, o tratamento de ligação foi co nduzido a uma temperatura de ligação de 500 a 600°C.
[00191] As propriedades do material das chapas de aço assim obtidas estão mostradas nas Tabelas 8 e 9. Os métodos usados para avaliar as chapas de aço obtidas foram os mesmos que os métodos descritos acima. Nas tabelas, o tamanho da cementita descreve o tamanho de grão da cementita precipitada nos limites dos grãos, a densidade no limite dos grãos descreve a densidade de segregação da solução sólida C e/ou da solução sólida B nos limites dos grãos, e a microestrutura refere-se à microestrutura no ponto a 1/4t através da espessura da chapa de aço. Além disso,PF representa a ferrita poligo
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72/80 nal, P representa perlita, B representa bainita, e F processada representa ferrita tendo tensão de processamento residual. Além disso, os resultados do teste de tração representam cada um o resultado do teste de um corpo de prova JIS n° 5 na direção C. Nas tabelas, YP representa o limite de escoamento, TS representa a resistência à tração, e EI representa o alongamento. O resultado da capacidade de expansão do furo representa cada um o resultado obtido a partir de um teste de expansão do furo conduzido de acordo com o método descrito na JFS T 1001-1996. Cada resultado para a fenda na superfície da fratura mostra se fendas foram detectadas ou não por inspeção visual, com um resultado de OK sendo registrado no caso de nenhuma fenda na superfície de fratura, e um resultado de NG sendo registrado se forem observadas fendas na superfície da fratura. Sob o título forma da superfície, o termo existência de defeitos de carepa mostra se defeitos de carepa tais como carepa de Si, defeitos de escama ou defeitos de carepa fuselada foram detectados ou não por observação visual, com um resultado de OK sendo registrado no caso de nenhum defeito de carepa, e um resultado de NG sendo registrado se defeitos de carepa forem observados. A rugosidade de superfície Ry representa o valor obtido pelo método de medição descrito na JIS B 0601-1994. Os valores sublinhados na Tabela 6 representam valores fora das faixas especificadas pela presente invenção.
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Tabela 8
Aço n° Microestrutura Propriedades mecânicas Propriedades de superfície
Teste de tração Capacidade de expansão do furo Existência de fenda na superfície de fratura
Tamanho da cementita (pm) Densidade de segregação no contorno do grão (átomos/nm2) Microestrutura YP (MPa) TS (MPa) EI (%) λ (%) Existência de defeitos de carepa Rugosidade de superfície Ry
Exemplo da Invenção 1 0.3 2.90 Zw 516 621 27 145 OK OK 14.3
Exemplo da Invenção 2 0.6 2.80 Zw + 15%PF 490 616 30 141 OK OK 13.6
Exemplo Comparativo 3 0.6 2.70 Zw 522 633 26 136 OK NG 26.1
Exemplo Comparativo 4 0.5 3.00 Zw 431 522 30 151 OK OK 15.3
Exemplo Comparativo 5 0.8 0.89 Zw 450 538 29 144 NG OK 11.9
Exemplo da Invenção 6 0.3 2.90 Zw 522 619 26 148 OK OK 16.1
Exemplo Comparativo 7 0.4 0.50 Zw 444 534 28 133 NG OK 17.8
Exemplo Comparativo 8 0.7 0.80 Zw 430 528 29 140 NG OK 11.4
Exemplo Comparativo 9 0.5 0.90 Zw 420 542 29 133 NG OK 10.8
Exemplo Comparativo 10 0.8 1.80 Zw 552 649 19 118 OK OK 20.3
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Continuação
Aço n° Microestrutura Propriedades mecânicas Propriedades de superfície
Teste de tração Capacidade de expansão do furo Existência de fenda na superfície de fratura
Tamanho da cementita (pm) Densidade de segregação no contorno do grão (átomos/nm2) Microestrutura YP (MPa) TS (MPa) EI (%) λ (%) Existência de defeitos de carepa Rugosidade de superfície Ry
Exemplo Comparativo 11 0.9 2.80 F + P Processado 628 684 13 69 OK OK 14.8
Exemplo Comparativo 12 11 0.80 PF + P 490 579 25 74 NG OK 13.4
Exemplo Comparativo 13 30 4.70 Zw 420 566 31 69 OK OK 12.2
Exemplo Comparativo 14 0.2 0.30 PF + P 495 584 28 147 NG OK 14.3
Exemplo da Invenção 15 0.8 2.40 Zw 538 630 26 139 OK OK 13.8
Exemplo Comparativo 16 0.4 0.60 PF + P 500 604 28 142 NG OK 14.1
Exemplo da Invenção 17 0.8 2.20 Zw 477 569 28 140 OK OK 14.4
Exemplo da Invenção 18 0.7 2.10 Zw + 5%PF 533 634 28 129 OK OK 13.9
Exemplo da Invenção 19 0.6 1.90 PF + P 477 549 29 138 OK OK 14.2
Exemplo da Invenção 20 0.7 2.70 Zw 680 789 19 94 OK OK 11.8
74/80
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Tabela 9
Aço n° Microestructura Propriedades mecânicas Propriedades de superfície
Teste de tração Capacidade de expansão do furo Existência de fenda na superfície de fratura
Tamanho da cementita (pm) Densidade de segregação no contorno do grão (átomos/nm2) Microestrutura YP (MPa) TS (MPa) EI (%) λ (%) Existência de defeitos de carepa Rugosidade de superfície Ry
Exemplo da Invenção 21 0.4 2.61 Zw 651 758 21 108 OK OK 11.0
Exemplo da Invenção 22 0.3 1.20 Zw 530 623 26 134 OK OK 13.4
Exemplo da Invenção 23 0.3 1.31 Zw 547 630 26 140 OK OK 12.6
Exemplo da Invenção 24 0.5 1.08 Zw 560 645 26 141 OK OK 11.7
Exemplo Comparativo 25 29 4.50 PF + P 561 638 25 54 OK OK 12.6
Exemplo da Invenção 26 36 3.80 PF + P 520 603 24 48 OK NG 18.0
Exemplo da Invenção 27 64 4.22 PF + P 453 544 28 45 OK OK 15.4
Exemplo da Invenção 28 Não observado 0.01 PF 224 298 47 155 NG OK 16.0
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Continuação
Aço n° Microestructura Propriedades mecânicas Propriedades de superfície
Teste de tração Capacidade de expansão do furo Existência de fenda na superfície de fratura
Tamanho da cementita (pm) Densidade de segregação no contorno do grão (átomos/nm2) Microestrutura YP (MPa) TS (MPa) EI (%) λ (%) Existência de defeitos de carepa Rugosidade de superfície Ry
Exemplo Comparativo 29 4.1 4.00 Zw 538 633 25 40 OK NG 38,4
Exemplo Comparativo 30 0.8 2.70 Zw + 20%PF 722 811 20 91 OK NG 30.1
Exemplo da Invenção 31 0.6 1.68 Zw 713 808 21 96 OK OK 12.3
Exemplo da Invenção 32 0.2 2.80 Zw 726 822 19 92 OK OK 13.6
Exemplo da Invenção 33 0.4 1.10 Zw 558 652 25 138 OK OK 14.2
Exemplo da Invenção 34 0.4 2.40 Zw 511 618 29 139 OK OK 10.3
Exemplo Comparativo 35 0.8 0.50 Zw + 15%PF 478 611 30 136 NG OK 11.9
Exemplo Comparativo 36 0.4 0.80 Zw + 20%PF 662 781 21 90 NG OK 12.9
Exemplo da Invenção 37 0.3 1.20 Zw 669 799 20 103 OK OK 13.4
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77/80 [00192] Os aços conforme a presente invenção são os 17 aços rotulados com os nos 1, 2, 6, 15, 17, 18, 19, 20, 21,22, 23, 24, 31, 32, 33, 34 e 37. Cada uma dessas chapas de aço representa uma chapa de aço de alta resistência com uma resistência à tração da ordem de 540 MPa que contém quantidades predeterminadas dos componentes do aço, tem um tamanho de grão da cementita precipitada nos limites dos grãos de não mais de 1 pm, tem uma densidade no limite dos grãos de solução sólida C e/ou de solução sólida B de não menos que 1 átomo/nm2 e não mais que 4,5 átomos/nm2, apresenta excelentes propriedades de superfície sem degradação da aparência externa devido à carepa de Si ou similar, e apresenta excelente durabilidade da fadiga nas faces extremas formadas pelos processos de corte ou puncionamento.
[00193] Os aços diferentes daqueles listados acima não satisfazem os requisitos da presente invenção pelas razões descritas abaixo. Isto é, no aço n° 3, a temperatura de aquecimento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, a carepa de Si se desenvolve e as propriedades da superfície são pobres. No aço n° 4, a temperatura de aquecimento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, uma resistência à tração satisfatória não pode ser obtida. No aço n° 5, a temperatura de início da laminação de acabamento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, a densidade no limite dos grãos objetivada pela chapa de aço laminada a quente da presente invenção não pode ser alcançada. Como resultado, ocorre a fenda na superfície de fratura. No aço n° 7, o tempo de interpasse em bruto/acabamento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa
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78/80 de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, a densidade objetivada para o contorno do grão pela chapa de aço laminada a quente da presente invenção não pode ser alcançada. Como resultado, ocorre a fenda na superfície da fratura. No aço n° 8, a temperatura de início da laminação de acabamento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, a densidade objetivada no contorno do grão pela chapa de aço laminada a quente da presente invenção não pode ser alcançada. Como resultado, ocorre a fenda na superfície da fratura. No aço n° 9, a razão de redução no passe final da laminação de acabamento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, a densidade objetivada no limite dos grãos pela chapa de aço laminada a quente da presente invenção não pode ser alcançada. Como resultado, ocorre a fenda na superfície de fratura. No aço n° 10,a temperatura de término da laminação de acabamento está fora da faixa especificada no processo de produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, a ductilidade esperada não pode ser obtida. No aço n° 11, a temperatura de término da laminação de acabamento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, as estruturas processadas são retidas, e uma ductilidade satisfatória não pode ser obtida. No aço n° 12, a taxa de resfriamento durante a etapa de resfriamento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, o tamanho do grão da cementita e os valores objetivados de densidade no limite dos grãos pela chapa de aço laminada a quente da presente invenção não podem ser alcançados. Como resultado, ocorre fenda na superfície de fratura e um valor insatisfatório
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79/80 de expansão do furo é obtido. No aço n° 13, a temperatura de bobinamento está fora da faixa especificada no processo de produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, o tamanho de grão da cementita objetivado pela chapa de aço laminada a quente da presente invenção não pode ser alcançado, e o resultado torna impossível alcançar um valor de expansão do furo satisfatório. No aço n° 14, a temperatura de bobinamento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, a densidade objetivada no limite dos grãos pela chapa de aço laminada a quente da presente invenção não pode ser alcançada. Como resultado,ocorre a fenda na superfície de fratura. No aço n° 16, a temperatura de bobinamento está fora da faixa especificada no processo para produção de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção; portanto, a densidade objetivada nos limites dos grãos pela chapa de aço laminada a quente da presente invenção não pode ser alcançada. Como resultado, há a ocorrência de fendas na superfície de fratura. No aço n° 25, a composição do aço está fora da faixa especificada para a chapa de aço laminada a quente da presente invenção, e o tamanho de grão da cementita objetivado não pode ser alcançado; portanto, um valor de expansão do furo satisfatório não pode ser obtido. No aço n° 26, a composição do aço está fora da faixa especificada para a chapa de aço laminada a quente da presente invenção, e o tamanho objetivado de grão de cementita não pode ser alcançado; portanto,um valor satisfatório de expansão do furo não pode ser obtido. As propriedades de superfície são também deficientes. No aço n° 27, a composição do aço está fora da faixa especificada para a chapa de aço laminada a quente da presente invenção; portanto, o tamanho de grão de cementita objetivado não pode ser alcançado, e como resultado, um valor satisfatório de expansão de furo não pode ser obtido. No
Petição 870180157360, de 30/11/2018, pág. 94/104
80/80 aço n°28, a composição do aço está fora da faixa especificada para a chapa de aço laminada a quente da presente invenção; portanto, uma resistência à tração satisfatória não pode ser obtida. No aço n° 29, a composição do aço está fora da faixa especificada para a chapa de aço laminada a quente da presente invenção e o tamanho de grão da cementita almejado não pode ser alcançado; portanto, um valor satisfatório de expansão do furo não pode ser obtido. As propriedades de superfície são também pobres. No aço n° 30, a composição do aço está fora da faixa especificada para a chapa de aço laminada a quente da presente invenção. Como resultado, são obtidas propriedades de superfície pobres. No aço n° 35, a taxa de resfriamento é um valor baixo de 15°C/s. Como resultado, ocorre a fenda na superfície de fratura (descascamento). No aço n° 36, a taxa de resfriamento é um valor ainda menor de 5°C/s, e não apenas a razão de expansão do furo diminui, mas também ocorre a fenda na superfície de fratura (descascamento).
APLICABILIDADE INDUSTRIAL [00194] A chapa de aço produzida de acordo com a presente invenção pode ser usada não apenas em componentes de veículos a motor tais como para membros de chapas internas, membros estruturais e membros inferiores que exijam um alto grau de resistência e uma capacidade de expansão do furo superior, mas também em todas as formas de outras aplicações tais como navios, edifícios, pontes, estruturas navais, recipientes pressurizados, tubulações, e componentes de máquinas.
[00195] Entretanto, ao invés de um processo de produção de uma chapa espessa, a chapa de aço laminada a quente da presente invenção é produzida usando-se um processo de laminação a quente que inclui uma etapa de bobinamento, e portanto o limite superior para a espessura da chapa é de 12 mm.

Claims (10)

  1. REIVINDICAÇÕES
    1. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, caracterizada pelo fato de que compreende, em termos de % em massa,
    C: 0,01 a 0,1%,
    Si: 0,01 a 0,1%,
    Mn: 0,1 a 3%,
    P: não mais que 0,1%,
    S: não mais que 0,03%,
    Al: 0,001 a 1%,
    N: não mais que 0,01%,
    Nb: 0,015 a 0,047%, e
    Ti: 0,036 a 0,2%, com o restante sendo ferro e as inevitáveis impurezas, onde se o mencionado teor de Nb for representado por [Nb] e o mencionado teor de C for representado por [C], então a mencionada chapa de aço satisfaz a formula abaixo:
    [Nb] x [C] < 4,34 x 10-3, a densidade no contorno do grão da solução sólida C é de não menos que 1 átomo/nm2 e de não mais que 4,5 átomos/nm2, e o tamanho de grão da cementita precipitada nos limites dos grãos dentro da mencionada chapa de aço é de não mais que 1 pm.
  2. 2. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que o mencionado teor de C está na faixa de 0,01 a 0,07%, o mencionado teor de Mn está na faixa de 0,1 a 2%, o mencionado teor de Nb está na faixa de 0,005 a 0,05%, e o mencionado teor de Ti está na faixa de 0,036 a 0,06%, se o mencionado teor de Si for representado por [Si] e o mencionado teor de Ti for representado por [Ti], então a mencionada
    Petição 870180157360, de 30/11/2018, pág. 7/104
    2/4 chapa de aço satisfaz a fórmula abaixo:
  3. 3 x [Si] > [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]), e a resistência à tração está numa faixa de 540 MPa a menos de 780 MPa.
    3. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que o mencionado teor de C está em uma faixa de 0,03 a 0,1%, o mencionado teor de Si satisfaz 0,01 % < Si < 0,1%, o mencionado teor de Mn está numa faixa de 0,8 a 2,6%, o mencionado teor de Nb está numa faixa de 0,01 a 0,08%, e o mencionado teor de Ti está numa faixa de 0,04 a 0,2%, se o mencionado teor de Ti for representado por [Ti], então a mencionada chapa de aço satisfaz a fórmula abaixo:
    0,0005 < [C] - (12/48[Ti] + 12/93[Nb]) < 0,005, e a resistência à tração é de pelo menos 780 MPa.
  4. 4. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a mencionada chapa de aço também compreende, em termos de % em massa, um ou mais elementos selecionados entre Cu: 0,2 a 1,2%, Ni: 0,1 a 0,6%, Mo: 0,05 a 1%, V: 0,02 a 0,2%, e Cr: 0,01 a 1%.
  5. 5. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a mencionada chapa de aço também compreende, em termos de % em massa, um ou ambos entre Ca: 0,0005 a 0,005% e REM: 0,0005 a 0,02%.
  6. 6. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a chapa de aço também compreende, em termos de % em massa, B: 0,0002 a 0,002%, e
    Petição 870180157360, de 30/11/2018, pág. 8/104
    3/4 a densidade no limite dos grãos de ou uma ou ambas da mencionada solução sólida C e solução sólida B é de não menos que 1 átomo/nm2 e não mais que 4,5 átomos/nm2.
  7. 7. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a mencionada chapa de aço é galvanizada.
  8. 8. Método para produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, como definida na reivindicação 1, o dito método sendo caracterizado pelo fato de que compreende:
    aquecer uma placa de aço tendo os elementos descritos na reivindicação 1 a uma temperatura que não seja inferior à temperatura de SRTmin (°C) que satisfaça à fórmula mostrada aba ixo e não mais que 1.170°C,
    SRTmin = 6670 / {2,26 - log([Nb] x [C])} - 273;
    executar a laminação em bruto a uma temperatura de termino de não menos que 1.080°C e não mais que 1.150°C;
    subsequentemente iniciar a laminação de acabamento em não menos que 30 segundos e não mais que 150 segundos a uma temperatura de não menos que 1.000°C mas de menos d e 1.080°C;
    completar a mencionada laminação de acabamento dentro de uma faixa de temperaturas de não menos que a temperatura do ponto de transformação Ar3 até não mais que 950°C de modo a alcançar uma razão de redução no passe final de não menos que 3% e não mais que 15%; e conduzir o resfriamento a uma taxa de resfriamento maior do que 15°C/s e 50°C/s ou menor a partir da tempera tura de partida do resfriamento até uma temperatura dentro da faixa de não menos que 450°C até não mais que 550°C, e então bobinar a men cionada chapa de aço.
    Petição 870180157360, de 30/11/2018, pág. 9/104
    4/4
  9. 9. Método para produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, de acordo com a reivindicação 8, caracterizado pelo fato de que compreende ainda:
    lavagem ácida da mencionada chapa de aço obtida após o bobinamento; e subsequentemente mergulhar a mencionada chapa de aço em um banho de galvanização para galvanizar uma superfície da mencionada chapa de aço.
  10. 10. Método para produção de uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento, de acordo com a reivindicação 9, caracterizado pelo fato de que compreende ainda submeter a mencionada chapa de aço obtida após a galvanização a um tratamento de ligação.
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