BRPI1013802B1 - chapa de aço galvanizada de alta resistência e método para produção da mesma - Google Patents

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Takahashi Kenji
Sakurai Michitaka
Taira Shoichiro
Ono Yoshihiko
Fushiwaki Yusuke
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Abstract

chapa de aço galvanizada de alta resistência e método para produção da mesma a presente invenção refere-se a uma chapa de aço galvanizada de alta resistência tendo um baixo yp, boa capacidade de flangeamento com dilatação, e excelente resistência à corrosão e um método para produção da mesma. a chapa de aço contém, em uma base de percentual em massa, mais de 0,015% a menos de 0,10% de c, 0,5% ou menos de si, 1,0% a 1,9% de mn, 0,015% a 0,050% de p, 0,03% ou menos de s, 0,01% a 0,5% de sol. al, 0,005% ou menos de n, menos de 0,40% de cr, 0,005% ou menos de b, menos de 0,15% de mo, 0,4% ou menos de v, e menos de 0,020% de ti, na qual 2,2 ? [mneq] ? 3,1e [%mn] + 3,3[%mo] ? 1,9 e ([%mn] + 3,3[%mo] )/1,3[%cr] + 8[%p] + 150b*) < 3,5 são satisfeitas. o aço tem uma microestrutura que consiste em ferrita e segundas fases, a fração de volume da segunda fase é 2% a 12% e, como segunda fase, martensita tendo uma fração de volume de 1% a 10% e ? retido tendo uma fração de volume de 0% a 5% estão contidos.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO GALVANIZADA DE ALTA RESISTÊNCIA E MÉTODO PARA PRODUÇÃO DA MESMA”.
Campo Técnico [001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço galvanizada de alta resistência para conformação por prensagem que é usada para automóveis, aparelhos eletrodomésticos, e similares através de um processo de conformação por prensagem e a um método de produção da mesma.
Técnica Anterior [002] No passado, chapas de aço BH com uma TS da classe de 340 MPa que podem ser endurecidas com cozimento (doravante referidas como 34BH) foram aplicadas a painéis de exposição de automóveis, tais como capotas, portas, tampas da mala, portas traseiras e paralamas, que precisam ter excelente resistência a mossas. A 340BH é um aço de fase única ferrita na qual em aço de carbono ultrabaixo contendo menos de 0,01% de carbono, a quantidade de carbono soluto é controlada pela adição de elementos formadores de carboneto ou nitreto, tais como Nb e Ti, e o reforço da solução sólida é executado pela adição de Si, Mn, e P. Em anos recentes, a partir também da demanda para a redução de peso de corpos automotivos, várias investigações foram executadas para aumentar a resistência dos painéis de exposição aos quais a 340BH foi aplicada, para alcançar uma redução na R/F (Reforço: peças de reforço interno) com a mesma espessura de painéis externos, uma redução na temperatura e no tempo em um processo de revestimento por cozimento, e similares.
[003] Entretanto, se grandes quantidades de Si, Mn e P são também adicionadas à 340BH convencional para aumentar a sua resistência, a distorção de superfície de peças prensadas deteriora consideravelmente devido a um aumento no YP. Nesse caso, a distorção de
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2/62 superfície indica rugas diminutas e/ou padrões ondulados que são passíveis de ocorrer em uma superfície conformada por prensagem tais como a periferia de porções de uma maçaneta de porta. Uma vez que a distorção de superfície degrada notavelmente a qualidade da aparência de automóveis, chapas de aço aplicadas a painéis de exposição precisam ter baixo limite de escoamento antes da conformação por prensagem que está próximo do YP da 340BH enquanto a resistência do produto conformado por prensagem é aumentada.
[004] Em adição, na conformação por prensagem de peças, embora o dobramento seja executado em uma porção do flange para se juntar as partes internas, se a ductilidade de uma borda de um disco cortado ou perfurado, que é a assim chamada capacidade de flangeamento com dilatação, não é suficiente, fraturas são geradas na borda. Por exemplo, se a capacidade de flangeamento com dilatação for deteriorada pelo aumento da resistência à tração a partir daquela da 340BH, fraturas geralmente são geradas na borda dos flanges pelo dobramento dos flanges da periferia de portas traseiras ou molduras das janelas das portas, ou pelo dobramento das bordas do flange de paralamas para unir os painéis laterais. Consequentemente, uma chapa de aço usada para as aplicações conforme descritas acima, precisa ter excelente capacidade de flangeamento com dilatação.
[005] Além disso, uma chapa de aço usada para automóveis precisa também ter excelente resistência à corrosão. Uma vez que as chapas de aço estão em contato próximo umas com as outras em uma porção de processamento de dobramento e uma porção periférica de soldagem por pontos das peças dos corpos, tais como uma porta, uma capota, e tampas de mala, películas químicas são difíceis de formar por eletrodeposição, e então a ferrugem é fácil de se formar. Em particular, em porções de canto na parte frontal de uma capota e no lado inferior de uma porta, nas quais a água é capaz de permanecer e que
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3/62 são expostas a uma atmosfera úmida por um longo tempo, frequentemente são gerados furos por ferrugem. Além disso, em anos recentes, produtores de corpos de carros têm considerado o aumento da vida de resistência à formação de furos para 12 anos a partir de uma vida convencional de 10 anos pela melhoria da resistência à corrosão de corpos de carros, e então uma chapa de aço deve ter suficiente resistência à corrosão.
[006] Por causa dessas circunstâncias, por exemplo, na PTL 1, foi descrito um método para obter uma chapa de aço de alta resistência de um grau de 340 a 490 MPa em que a quantidade de Ti é controlada no aço contendo 0,02% ou menos de C de forma que Ti(%)/C(%) > 4,0 seja mantido, e grandes quantidades de Si, Mn, e P são adicionadas.
[007] Em adição, a PTL 2 descreveu um método para obter uma chapa de aço galvannealed tendo tanto um baixo limite de escoamento (YP) e uma alta ductilidade (El) por controlar adequadamente uma taxa de resfriamento do aço contendo 0,005% a 0,15% de C, 0,3% a 2,0% de Mn e 0,023% a 0,8% de Cr após o recozimento de modo a formar uma microestrutura de fase dupla formada principalmente de ferrita e martensita.
[008] Em adição, a PTL 3 descreveu que quando a quantidade de Mn, Cr e Mo é ajustada para 1,8% a 2,5% no aço contendo 0,02% a 0,033% de C, 1,5% a 2,5% de Mn, 0,03% a 0,5% de Cr, e 0% a 0,5% de Mo, é obtida uma chapa de aço tendo um YP de 300 MPa ou menos, excelente ductilidade (El), e excelente capacidade de flangeamento com dilatação (razão de expansão de furo λ).
[009] A PTL 4 descreveu um método para obter uma chapa de aço galvanizada de alta resistência tendo uma resistência à tração da classe de 440 a 590 MPa e excelente capacidade de flangeamento com dilatação (razão de expansão de furo λ) na qual a quantidade total
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4/62 de Μη e Cr de aço contendo 0,02% a 0,14% de C, 1,3% a 3,0% de Mn, e 0,3% a 1,5% de Cr é ajustada para 2,0% a 3,5%, e a microestrutura da chapa de aço é formada como uma fase múltipla, em uma base de razão de área, de 50% ou mais de uma fase ferrita, 3% a 15% de bainita e 5% a 20% de martensita.
[0010] A PTL 5 descreveu um método para obter uma chapa de aço tendo uma baixa razão de rendimento, alto BH, e excelente propriedade antienvelhecimento à temperatura ambiente, que é obtida ajustando-se Cr/AI para 30 ou mais no aço contendo 0,02% a 0,08% de C, 1,0% a 2,5% de Mn, 0,05% ou menos de P, e mais de 0,2% a 1,5% de Cr.
[0011] Na PTL 6 foi descrito um método para obter uma chapa de aço tendo um baixo YR e alta capacidade de endurecimento no cozimento no qual o aço contendo 0,01% a menos de 0,040% de C, 0,3% a 1,6% de Mn, 0,5% ou menos de Cr, e 0,5% ou menos de Mo é resfriado até uma temperatura de 550°C a 750°C a uma taxa de resfriamento de 3°C a 20°C/s após o recozimento e é resfriado a uma taxa de resfriamento de 100°C/s ou mais até uma temperatura de 200°C ou menos.
Lista de Citações
Literatura de Patente
PTL 1: Publicação de Pedido de Patente Japonesa Examinada n° 57-57945
PTL 2: Publicação de Pedido de Patente Japonesa Examinada n° 62-40405
PTL 3: Japanese Patent n° 3613129
PTL 4: Pedido de Patente Japonesa não Examinada n° 8134591
PTL 5: Pedido de Patente Japonesa não Examinada n° 2008-19502
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PTL 6: Pedido de Patente Japonesa não Examinada n° 2006-233294
Sumário da Invenção
Problema Técnico [0012] Entretanto, uma vez que a chapa de aço descrita na PTL 1 é aço IF no qual C é estabilizado pelo Ti e é um aço de fase única ferrita, como mecanismo reforçador, um reforçador de solução sólida de Si, Mn e P deve ser inevitavelmente usado; então o YP é aumentado pela adição de grandes quantidades desses elementos, e a qualidade de aparência e a resistência à pulverização das chapas de aço revestidas de zinco são notavelmente degradadas.
[0013] Os métodos descritos nas PTLs 2 e 3 descreveram o aço no qual um a quantidade adequada de uma segunda fase composta principalmente de martensita é dispersa em uma microestrutura ferrita, e o YP é diminuído se comparado àquele do aço reforçado com solução sólida, tal como o aço IF. Entretanto, quando a conformação por prensagem é executada nesses aços para formar peças de corpo de automóveis, tais como uma porta, há muitas chapas de aço tendo uma grande quantidade de distorção de superfície se comparado com a do aço convencional 340BH, e então uma outra redução no YP é necessária. Em adição, uma vez que chapas de aço frequentemente acompanham fraturas após o dobramento de uma extremidade de flange, outra melhoria na capacidade de flangeamento com dilatação é também necessária. Além disso, quando os presentes inventores investigaram a resistência à corrosão das peças atuais, tais como capotas e portas, usando o aço descrito acima, tornou-se claro que algumas chapas de aço descritas nos exemplos tiveram resistência à corrosão notavelmente inferior àquela do 340BH convencional em uma porção na qual as chapas de aço estavam em contato próximo entre si. Em adição, grandes quantidades de elementos caros, tais como Cr e Mo,
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6/62 são adicionados a muitas chapas de aço descritas nesses exemplos, e então os seus custos são notavelmente aumentados.
[0014] Em adição, uma vez que o aço descrito na PTL 4 inclui bainita como microestrutura, o YP é alto, e uma precisão de superfície suficiente das peças prensadas não pode ser obtida. Além disso, como no caso descrito acima, torna-se claro que muitas chapas de aço descritas nos exemplos tiveram resistência à corrosão insuficiente.
[0015] Uma vez que o cromo é usado positivamente, a chapa de aço descrita na PTL 5 tem um YP relativamente baixo e uma alta propriedade de expansão de furo. Entretanto, como no caso descrito acima, torna-se claro que muitas chapas de aço descritas nos exemplos tiveram resistência à corrosão insuficiente. Em adição, uma vez que grandes quantidades de elementos caros, tais como Cr e Mo, são adicionados a essas chapas de aço, os seus custos são aumentados.
[0016] Em adição, uma vez que o método descrito na PTL 6 requer resfriamento rápido após o recozimento, ele pode ser aplicado a uma linha de recozimento contínuo (CAL) que não executa tratamento de revestimento; entretanto, é teoricamente difícil aplicar o método acima à presente linha de galvanização contínua (CGL) na qual o tratamento de revestimento é executado pela imersão da chapa de aço em um banho de galvanização mantido a 450°C a 500°C durante o resfriamento após o recozimento.
[0017] Conforme descrito acima, uma chapa de aço galvanizada que pode satisfazer todos os requisitos, boa resistência à corrosão, um baixo YP, e excelente capacidade de flangeamento com dilatação, não poderia ser obtida pelas técnicas convencionais.
[0018] A presente invenção foi feita para resolver os problemas conforme descritos acima, e um objetivo da presente invenção é fornecer uma chapa de aço galvanizada de alta resistência que não requeira adição de grandes quantidades de elementos caros, como Mo e
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Cr, e que tenha excelente resistência à corrosão um baixo YP, e uma boa capacidade de flangeamento com dilatação, e um método para produção da mesma.
Solução para o Problema [0019] Os presentes inventores conduziram pesquisas intensas em um método para alcançar simultaneamente um baixo YP e uma excelente capacidade de flangeamento com dilatação sem usar elementos caros enquanto melhora a resistência à corrosão nas chapas de aço convencionais de fase dupla tendo um baixo limite de elasticidade, e obtiveram as seguintes conclusões:
(I) Para aumentar λ no aço de fase dupla composto de ferrita e uma segunda fase, deve ser selecionada uma microestrutura de ferrita + bainita, ferrita + martensita, e ferrita + γ retido mais facilmente. Em particular, uma vez que perlita gerada adjacente à martensita dura deteriora consideravelmente a capacidade de flangeamento com dilatação em um aço contendo martensita, quando a quantidade de perlita é suficientemente diminuída no aço tendo uma microestrutura conforme descrita acima, a capacidade de flangeamento com dilatação é melhorada significativamente.
(II) Para diminuir YP enquanto λ é aumentado, a microestrutura mencionada acima deve ser composta principalmente de ferrita e martensita ou uma microestrutura adicionalmente contendo uma pequena quantidade de γ retido nela. Isto é, uma vez que a bainita tem a função de aumentar o YP, a sua quantidade deve ser suficientemente diminuída como no caso da perlita. Em adição, uma vez que o YP é significativamente reduzido quando uma pequena quantidade de martensita é dispersada, martensita tendo uma fração de volume de 1% a 10% deve estar contida. Uma vez tendo uma pequena influência no YP, ο γ retido tendo uma fração de volume de 5% ou menos pode estar contido. Entretanto, um aço tendo uma resistência à distorção sufi
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8/62 ciente não pode ser obtido pela microestrutura descrita acima, e para diminuir o YP ainda mais enquanto é mantida uma excelente capacidade de flangeamento com dilatação, a martensita e ο γ retido devem ser uniformemente e brutamente dispersados em pontos triplos das bordas dor grãos.
(III) Para melhorar a resistência à corrosão, o teor de Cr deve ser diminuído para menos de 0,40%, e ao mesmo tempo, os teores de Mn e P devem ser adequadamente controlados.
[0020] Os itens l-lll podem ser alcançados de forma tal que o Mn equivalente, que será descrito mais tarde, seja ajustado alto, da ordem de 2,2 ou mais; enquanto as quantidades de Mn, Mo e Cr são diminuídas, P e B são usados positivamente; e a taxa de aquecimento no recozimento é controlada para menos de 5°C/s.
[0021] Isto é, para melhorar a resistência à corrosão do aço de fase dupla da classe de 390 a 590 MPa de modo a corresponder àquela do aço doce ou do 340BH, o teor de Cr deve ser pelo menos controlado para menos de 0,40%. Entretanto, quando o teor de Cr é diminuído, uma vez que o teor de Mn equivalente é excessivamente diminuído, é gerada perlita, e a capacidade de flangeamento com dilatação é notavelmente degradada, e quando grandes quantidades de Mn e Mo são adicionadas ao aço no qual o teor de Cr é diminuído, uma vez que grãos de ferrita e grãos de martensita são excessivamente refinados, YP é notavelmente aumentado; então, uma boa resistência à corrosão e boas propriedades mecânicas não podem ser obtidas simultaneamente. Por outro lado, P (fósforo) e B (boro) têm cada um a função de dispersar uniformemente e brutamente a segunda fase. Além disso, uma diminuição na taxa de aquecimento em um processo de recozimento também tem a função de dispersar uniformemente a segunda fase. Em adição, Mn e P têm cada um a função de melhorar levemente a resistência à corrosão. Portanto, quando P e/ou B é adicionado
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9/62 quando as quantidades de Mn, Mo e Cr são controladas respectivamente em uma faixa predeterminada, e a taxa de aquecimento em um processo de recozimento é diminuída, o aço que satisfaz todos os requisitos, boa resistência à corrosão, um baixo YP, e alta capacidade de flangeamento com dilatação pode ser obtido. Além disso, uma vez que a adição de grandes quantidades de elementos caros, tais como Mo ou Cr, não é necessária, a produção pode ser executada a um baixo custo.
[0022] A presente invenção foi feita com base no conhecimento acima, e seu sumário é como segue.
1. Uma chapa de aço galvanizada de alta resistência compreende: como composições químicas do aço, em uma base de percentual em massa, mais de 0,015% a menos de 0,10% de C, 0,5% ou menos de Si, 1,0% a 1,9% de Mn, 0,015% a 0,050% de P, 0,03% ou menos de S, 0,01% a 0,5% de Al sol., 0,005% ou menos de N, menos de 0,40% de Cr, 0,005% ou menos de B, menos de 0,15% de Mo, 0,4% ou menos de V, menos de 0,020% de Ti, e o saldo sendo ferro e as inevitáveis impurezas, no qual 2,2 < [Mneq] < 3,1, [%Mn] + 3,3[%Mo] < 1,9, e [%Mn] + 3,3[%Mo]/(1,3[%Cr] + 8[%P] +150B*) < 3,5 são satisfeitas; onde, como microestrutura do aço, ferrita e uma segunda fase estão presentes, a fração de volume da segunda fase é 2% a 12%, a segunda fase inclui martensita tendo uma fração de volume de 1% a 10% e γ retido tendo uma fração de volume de 0% a 5%, a razão da fração de volume de martensita e de γ retido na segunda fase é 70% ou mais, e a razão da fração de volume de parte da segunda fase presente em pontos triplos das bordas dos grãos até aquela da segunda fase é 50% ou mais.
Nesse caso, [Mneq] indica [%Mn] + 1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B* + 2[%V] + 3,3[%Mo], B* indica [%B] + [%Ti]/48 x 10,8 x 0,9[%AI]/27 x 10,8 x 0,025, e [%Mn],
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10/62 [%Cr] [%P], [%B], [%Ti], [%AI], [%V] e [%Mo] indicam os teores de Mn, Cr, P, B, Ti, Sol. Al, V e Mo respectivamente. Em adição, [%B] =0 é representado por B* = 0 e B* > 0,0022 é representado por B* = 0,0022.
2. Na chapa de aço galvanizada de alta resistência descrita no item 1., ([%Mn] + 3,3 [%Mo]/1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) < 2,8 vezes
3. A chapa de aço galvanizada de alta resistência descrita no item 1. ou 2. também compreende, em uma base de percentual em massa, pelo menos um entre menos de 0,02% de Nb, 0,15% ou menos de W, e 0,1% ou menos de Zr.
4. A chapa de aço galvanizada de alta resistência descrita em um dos itens 1. a 3. também compreende, em uma base de percentual em massa, pelo menos um entre 0,5% ou menos de Cu: 0,5% ou menos de Ni, 0,01% ou menos de Ca, 0,01% ou menos de Ce, 0,01% ou menos de La, e 0,01% ou menos de Mg.
5. A chapa de aço galvanizada de alta resistência descrita em um dos itens 1. a 4. também compreende, à base de percentual em massa, pelo menos um elemento entre 0,2% ou menos de Sn e 0,2% ou menos de Sb.
[6] O método para produção de chapas de aço galvanizadas de alta resistência compreende as etapas de: executar a laminação a quente e a laminação a frio da placa de aço tendo a composição química descrita em um dos itens 1. a 5.; então, em uma linha de galvanização contínua (CGL), executar o aquecimento em uma faixa de 680°C a 750°C e uma taxa média de aquecimento de menos de 5,0°C/s; subsequentemente executar recozimento a uma temperatura de recozimento em uma faixa de 750°C a 830°C; executar o resfriamento de forma a ajustar uma taxa média de resfriamento desde a
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11/62 temperatura de recozimento até a imersão em um banho de galvanização para 2°C/s a 30°C/s e de modo a ajustar o tempo de retenção em uma região de temperatura de 480°C ou menos para 30 segundos ou menos; então executar a galvanização pela imersão em um banho de galvanização; e executar o resfriamento até 300°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 5°C/s a 100°C/s após a galvanização, ou então executando um tratamento de ligação após a galvanização, e executar o resfriamento até 300°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 5°C/s a 100°C/s após o tratamento de ligação.
Efeitos Vantajosos da Invenção [0023] De acordo com a presente invenção, uma chapa de aço galvanizada de alta resistência tendo excelente resistência à corrosão, um baixo YP e excelente capacidade de flangeamento com dilatação pode ser produzida a baixo custo. Uma vez que a chapa de aço galvanizada de alta resistência conforme a presente invenção tem excelente resistência à corrosão, resistência à distorção da superfície, e capacidade de flangeamento com dilatação, as resistências das peças automotivas pode ser aumentada, e a sua espessura pode ser diminuída. Breve Descrição dos Desenhos
- A figura 1 é um gráfico mostrando a relação entre YP e o teor de P.
- A figura 2 é um gráfico mostrando a relação entre a razão de expansão de furo e o teor de P.
- A figura 3 é um gráfico mostrando a relação entre YP e ([%Mn] + 3,3[%Mo])/1,3([%Cr] + 8[%P]+ 150B*).
- A figura 4 é um gráfico mostrando a relação entre YP, TSxÀ, ([%Mn] + 3,3[%Mo]) e 1,3([%Cr] + 8[%P]+ 150B*).
- A figura 5 é um gráfico mostrando a relação entre YP, a razão de expansão de furo, e a taxa média de aquecimento em uma faixa de 680°C a 750°C de recozimento.
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Descrição das Configurações [0024] Doravante, a presente invenção será descrita em detalhes. Incidentalmente, o percentual indicando a quantidade de cada componente é à base de % em massa a menos que particularmente indicado de outra forma.
1) Composição química do aço Cr: menos de 0,40% [0025] Cr é um elemento importante a ser rigidamente controlado na presente invenção. Isto é, embora usado positivamente no passado para diminuir YP e melhorar a capacidade de flangeamento com dilatação, o Cr é um elemento caro, e também se torna claro que quando uma grande quantidade dele foi adicionada, a resistência à corrosão de uma porção embainhada foi notavelmente degradada. Isto é, quando peças de corpo, tais como portas e capotas, foram conformadas a partir de um aço convencional de duas fases tendo um baixo YP, e a sua resistência à corrosão foi avaliada sob ambiente úmido, foi observado que a vida da resistência à formação de furos de uma parte embainhada foi reduzida em relação àquela de um aço convencional em 1 a 4 anos. Por exemplo, a vida da resistência à formação de furos do aço no qual 0,42% de Cr é adicionado é diminuída em 1 ano, e a vida da resistência à formação de furos do aço no qual 0,60% de Cr é adicionado é diminuída em 2,5 anos se comparado com aquela das chapas de aço 340BH convencionais. Tornou-se claro que a diminuição na vida da resistência à formação de furos foi pequena quando o teor de Cr foi menos de 0,30%. Portanto, para garantir boa resistência à corrosão, o teor de Cr deve ser ajustado para menos de 0,40%. Alem disso, para transmitir uma excelente resistência à corrosão, o teor de Cr é preferivelmente ajustado para menos de 0,30%. Embora Cr seja um elemento que pode ser arbitrariamente adicionado para controlar adequadamente [Mneq] mostrado abaixo, e o limite inferior de Cr não é especificado (0% de Cr está incluído), para diminuir YP, 0,02% ou
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13/62 mais de Cr é preferivelmente adicionado, e 0,05% ou mais de Cr é mais preferivelmente adicionado.
[Μηθαΐ: 2,2 a 31 [0026] Para garantir um baixo YP mantendo uma excelente capacidade de flangeamento com dilatação, é pelo menos necessário formar microestruturas compostas consistindo de ferrita e martensita como microestrutura predominante. No aço convencional, há muitas chapas de aço, cuja capacidade de flangeamento com dilatação não é excelente, ou cujos YP ou YR não são suficientemente diminuídos. De acordo com o resultado obtido a partir de investigações desta razão, torna-se claro que em uma chapa de aço tendo capacidade de flangeamento com dilatação inferior, foi gerada perlita como segunda fase além de martensita e uma pequena quantidade de γ retido, e que uma chapa de aço tendo um alto YP, perlita ou bainita foi gerada além da martensita e uma pequena quantidade de γ retido. Uma vez que essa perlita é fácil de ser gerada adjacente à martensita dura e funciona como origem de uma fratura em uma borda aparada, mesmo se seu teor for muito pequeno em um aço contendo martensita, a capacidade de flangeamento com dilatação é notavelmente degradada. Em adição, a bainita é uma fase dura e aumenta consideravelmente o YP.
[0027] Uma vez sendo de grãos finos tendo um tamanho de aproximadamente 1 a 2 pm e geradas adjacentes à martensita, a perlita e a bainita são difíceis de serem discriminadas da martensita por um microscópio ótico e pode ser apenas discriminado usando-se um SEM a uma ampliação de 3.000 vezes ou mais. Por exemplo, quando a microestrutura do aço convencional contendo 0,03% de C, a,5% de Mn, e 0,5% de Cr é investigado em detalhes, apenas perlita bruta e identificada pela observação usando-se um microscópio ótico ou por observação usando-se um SEM a uma ampliação de aproximadamente 1.000 vezes, e a fração de volume de perlita e bainita ocupada na fra
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14/62 ção de volume da segunda fase é medida como aproximadamente 10%. Entretanto, de acordo com a investigação detalhada pela observação no SEM a uma ampliação de 4.000 vezes, a razão de perlita ou bainita ocupada na fração de volume da segunda fase é 30% a 40%. Quando perlita ou bainita conforme descrito acima é controlada, um baixo YP e uma alta capacidade de flangeamento com dilatação podem ser obtidos simultaneamente.
[0028] Nos ciclos de aquecimento da CGL nos quais resfriamento lento é executado após o recozimento, para diminuir suficientemente as quantidades de perlita ou bainita finas conforme descrito acima, a capacidade de endurecimento de cada elemento foi investigada. Como resultado, tornou-se claro que em adição ao Mn, Cr, V e B que são bem conhecidos como elementos endurecedores, P também teve um efeito de melhoria significativa da capacidade de endurecimento. Em adição, quando B foi adicionado coletivamente com Ti e/ou Al, o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento foi aumentado significativamente; entretanto, mesmo se uma quantidade predeterminada ou mais fosse adicionada, o efeito de melhoria da capacidade do endurecimento foi saturado. Então, foi descoberto que esses efeitos podem ser representados por uma fórmula de Mn equivalente conforme mostrada abaixo:
[Mneq] = [%Mn] + 1,3[%Cr] + 8[%P] = 150B* + 2[%V] + 3,3[%Mo]
B* = [%B] + [%Ti]/48 x 10,8 x 0,9 + [%AI]/27 x 10,8 x 0,025 Nessa fórmula, [%B] = 0 é representado por B* = 0, e B* > 0,0022 é representado por B* = 0,0022.
[0029] Nessa fórmula, [%Mn], [%Cr], [%P], [%B], [%V], [%Mo], [%Ti] e [%AI] representam os teores de Mn, Cr, P, Β, V. Mo, Ti e sol. Al, respectivamente.
B* é um índice mostrando o efeito da melhoria da capaci
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15/62 dade de endurecimento pelo B soluto remanescente pela adição de B, Ti, e Al, e no aço ao qual nenhum B é adicionado, uma vez que o efeito pela adição de B não é obtido, B* = 0 vezes. Em adição, no caso de B* > 0,0022, uma vez que o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento por B é saturado, B* é 0,0022.
[0030] Quando esse [Mneq] é ajustado para 2,2 ou mais, mesmo nos ciclos de aquecimento da CGL nos quais o resfriamento lento é executado após o recozimento, gerações de perlita e bainita são suficientemente suprimidas. Portanto, para garantir excelente capacidade de flangeamento com dilatação enquanto o YP é diminuído, [Mneq] deve ser ajustado para 2,2 ou mais. Além disso, para também diminuir YP e melhorar a capacidade de flangeamento com dilatação, [Mneq] é preferivelmente ajustado pra 2,3 ou mais, e mais preferivelmente ajustado para 2,4 ou mais. Quando [Mneq] é maior que 3,1, uma vez que as quantidades de Mn, Mo, Cr, P são excessivamente aumentadas, tornase difícil garantir ao mesmo tempo um YP suficientemente baixo e excelente resistência à corrosão. Portanto, [Mneq] é ajustado para 3,1 ou menos.
Mn: 1,0% a 1,9% [0031] Conforme descrito acima, embora [Mneq] deva ser pelo menos adequadamente controlado para melhorar a capacidade de flangeamento com dilatação enquanto YP é diminuído, resultados suficientes não podem ser obtidos por esse controle e o teor de Mn e os teores de Mo, P e B, que serão descritos mais tarde, devem ser também controlados nas faixas predeterminadas respectivas. Isto é, uma vez que o Mn melhora a capacidade de endurecimento e aumenta a razão de martensita na segunda fase, esse elemento é adicionado. Entretanto, quando o seu teor é excessivamente alto, a temperatura de transformação de α para γ em um processo de recozimento é diminuída, e grãos γ são gerados nas bordas dos grãos finos de ferrita imediata
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16/62 mente após a recristalização ou nas interfaces dos grãos recuperados durante a recristalização. Como resultado, à medida que os grãos de ferrita são expandidos e se tornam desuniformes, a segunda fase é refinada, e o YP é aumentado; então, a quantidade de Mn é ajustada para 1,9% ou menos. Por outro lado, quando a quantidade de Mn é excessivamente pequena, mesmo se uma grande quantidade de outro elemento for adicionada, é difícil garantir capacidade de endurecimento suficiente. Em adição, muitos MnS são finamente dispersados. De forma que a resistência à corrosão é degradada. Para garantir suficiente capacidade de endurecimento e resistência à corrosão, é necessário adicionar pelo menos 1,0% ou mais de Mn. Portanto, a quantidade de Mn é ajustada para 1,0% a 1,9%. Para também melhorar a resistência à corrosão, a quantidade de Mn é preferivelmente ajustada para 1,2% ou mais, e para também diminuir o YP, a quantidade de Mn é preferivelmente ajustada para 1,8% ou menos.
Mo: menos de 0,15% [0032] Para suprimir a geração de perlita pela melhoria da capacidade de endurecimento e para melhorar a capacidade de flangeamento com dilatação, Mo pode ser adicionado. Entretanto, o Mo tem uma forte função de refinar os grãos de ferrita. Portanto, quando Mo é excessivamente adicionado, YP é notavelmente aumentado. Em adição, uma vez que Mo é um elemento muito caro, quando sua quantidade é grande, o custo é consideravelmente aumentado. Então,.para diminuir YP e reduzir o custo, a quantidade de Mo é limitada a menos de 0,15% (0% está incluído). Para também diminuir YP, a quantidade de Mo é preferivelmente ajustada para 0,05% ou menos e é mais preferivelmente ajustada para 0,02% ou menos. É mais preferível que Mo não esteja contido.
[%Mn] + 3,3[%Mo1 < 1,9 [0033] Para diminuir YP, em adição aos teores de Mn e Mo, os
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17/62 seus teores devem ser limitados a uma faixa predeterminada. Uma vez que YP é aumentado quando [%Mn] + 3,3[%Mo], que é a fórmula equivalente de pesagem desses teores, é maior que 1,9, [%Mn] + 3,3[%Mo] deve ser ajustado para 1,9% ou menos.
P: 0,015% a 0,050% [0034] Na presente invenção, P é um elemento importante que alcança a diminuição no YP e melhoria na capacidade de flangeamento com dilatação. Isto é, quando P está contido em uma faixa predeterminada juntamente com Cr e B, que serão descritos mais tarde, uma diminuição no YP e uma excelente capacidade de flangeamento com dilatação são obtidos simultaneamente a um baixo custo de produção, e uma excelente resistência à corrosão pode também ser garantida.
[0035] P tem sido usado como elemento de reforço da solução sólida, e acredita-se que para diminuir YP, o seu teor é preferivelmente diminuído. Entretanto, conforme descrito acima, torna-se claro que mesmo pela adição de uma pequena quantidade de P, um efeito significativo de melhoria da capacidade de endurecimento foi obtido e, além disso, P tem um efeito de dispersar uniformemente e brutamente a segunda fase nos pontos triplos das bordas dos grãos de ferrita. Então, tornou-se claro que o YP foi diminuído usando-se P ao invés de Mn ou Mo até mesmo com o mesmo Mn equivalente. Em adição, também se tornou claro que P teve um efeito de melhorar o equilíbrio entre resistência e capacidade de flangeamento com dilatação e uma função para melhorar a resistência à corrosão. Portanto, quando as quantidades de Mn e Mo são diminuídas usando-se P como elemento endurecedor, um baixo YP e uma alta capacidade de flangeamento com dilatação pode ser obtida simultaneamente, e quando a quantidade de Cr é diminuída usando-se P, a resistência à corrosão é significativamente melhorada.
[0036] As figuras 1 e 2 mostram os resultados obtidos pela investi
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18/62 gação da relação entre YP e a capacidade de flangeamento com dilatação (razão de expansão de furo: λ) do aço (marca ♦) contendo 0,028% de C, 0,01% de Si, 1,6% de Mn, 0,005% a 0,054% de P, 0,005% de S, 0,05% de sol. Al, 0,20% de Cr, 0,003% de N, e 0,001% de B. Em adição, com o propósito de comparação, propriedades de aço de alto Mn (marca O) contendo 0,42% de Cr, e aço de alto Mo (marca ·) contendo 0,18% de Mo e traços de Cr são também mostradas. Em aço comparativo, os teores dos outros elementos são os mesmos que aqueles do aço base no qual o teor de P é mudado.
[0037] Um corpo de prova foi formado pelo método a seguir. Isto é, após uma placa tendo uma espessura de 27 mm ser aquecida até 1.200°C, e a laminação a quente foi então executada para formar uma chapa tendo uma espessura de 2,8 mm a uma temperatura de acabamento de laminação de 850°C, resfriamento por pulverização de água foi executado imediatamente após a laminação, e um tratamento de bobinamento foi executado a 570°C por uma hora. Em adição, a laminação a frio foi executada para formar uma chapa tendo uma espessura de 0,75 mm a uma redução de laminação de 73%, e o aquecimento foi então executado de modo a ajustar a taxa média de aquecimento em uma faixa de 680°C a 750°C a 2°C/s. A seguir, após o enxágue ter sido executado a 780°C por 40 segundos, o resfriamento foi executado de modo a ajustar a taxa média de resfriamento desde a temperatura de recozimento até a imersão em um banho de galvanização a uma temperatura de 460°C para 7°C/s e de modo a ajustar o tempo de retenção em uma região de temperatura de 480°C ou menos para 10 segundos. Subsequentemente, após um tratamento de galvanização ser executado pela imersão no banho de galvanização a uma temperatura de 460°C, uma temperatura de 510°C foi mantida por 15 segundos para um tratamento de recozimento de uma camada de revestimento, o resfriamento foi então executado até uma região de temperaPetição 870190025757, de 18/03/2019, pág. 24/75
19/62 turas de 300°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 25°C/s, e a laminação de têmpera foi então executada a um alongamento de 0,1%. Em adição, a taxa de resfriamento de 300°C até 20°C foi ajustada para 10°C/s.
[0038] A partir da chapa de aço assim obtida, um corpo de prova da JIS n° 5 para teste de tração foi então formado, e um teste de tração (de acordo com a JIS Z2241) foi executado. Em adição, a capacidade de flangeamento com dilatação foi avaliada por um teste de expansão de furo de acordo com a especificação da Japan Iron and Steel Federation JFST1001. Isto é, após fazer um furo pela perfuração no espécime quadrado de 100 mm de comprimento usando uma furadeira com um diâmetro de 10 mm e um molde com um diâmetro de 10,2 mm (folga: 13%), o furo foi expandido até uma fratura penetrar uma chapa de aço na direção da espessura usando-se uma furadeira cone com ângulo de ponta de 60°. Os espécimes foram colocados do lado da rebarba do espécime para estar fora durante a expansão. O diâmetro inicial do furo (mm) foi representado por do, o diâmetro do furo (mm) no qual a fratura foi gerada foi representado por d, e a razão de expansão de furo λ foi obtida pela fórmula a seguir:
λ (%) = [(d - do)/d0]/x 100.
[0039] Conforme mostrado nas figuras 1 e 2, no aço no qual a quantidade de Mn é relativamente diminuída, tal como 1,6%, uma vez que a capacidade de endurecimento é melhorada pela adição de P, a microestrutura composta principalmente de ferrita e martensita ou γ retido é formada, e a segunda fase é uniformemente dispersada; então, YP é significativamente diminuído, e a razão de expansão do furo λ é significativamente aumentada. Quando a quantidade de P está em uma faixa de 0,015% a 0,050%, YP é diminuído para 220 MPa ou menos, TS x λ > 38.000 (MPa.%) vezes, e um alto λ de 90% ou mais pode ser obtido. Uma vez que tanto TS quanto λ são aumentados pela
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20/62 adição de P, TS x À.é, portanto, aumentado significativamente. Por outro lado, nos aços em que grandes quantidades de Mn e Mo são adicionados, embora λ seja alto, YP é alto. Em adição, no aço no qual uma grande quantidade de Cr é adicionada, YP é baixo, e λ é alto; entretanto, uma vez que a quantidade de Cr é grande, a resistência à corrosão é consideravelmente degradada.
[0040] Para obter os efeitos, a diminuição no YP, a melhoria na capacidade de flangeamento com dilatação, e a melhoria na resistência à corrosão, pelo menos 0,015% ou mais de P devem ser adicionados.
[0041] Entretanto, mais de 0,050% de P é adicionado, o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento, a formação da microestrutura uniforme, e o efeito de embrutecimento são saturados, e em adição a quantidade de reforço da solução sólida é aumentada excessivamente, de forma que um baixo YP não pode ser obtido. Em adição, quando mais de 0,050% de P é adicionado, uma reação de ligação entre o aço e a camada de revestimento é consideravelmente atrasada, e a resistência à pulverização é degradada. Em adição, a capacidade de soldagem é também degradada. Portanto, a quantidade de P é ajustada para 0,050% ou menos,
B: 0,005% ou menos [0042] B tem a função de embrutecer uniformemente grãos de ferrita e de martensita e a função de suprimir a geração de perlita por melhorar a capacidade de endurecimento. Então, quando Mn é substituído por B enquanto uma quantidade predeterminada de [Mneq] é garantida, enquanto uma alta capacidade de flangeamento com dilatação é garantida, a diminuição do YP pode ser executada. Entretanto, se mais de 0,005% de B forem adicionados, as propriedades de lingotamento e de laminação são notavelmente degradadas. Portanto, B em uma quantidade de 0,005% ou menos é preferivelmente adicionado. Para
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21/62 também melhorar o efeito de diminuir o YP pela adição de B, 0,002% ou mais de B são preferivelmente adicionados, e mais de 0,0010% de B é mais preferivelmente adicionado.
([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) < 3,5 [0043] Para obter simultaneamente um YP extremamente baixo e alta capacidade de flangeamento com dilatação, em adição a um controle adequado do Mneq e das quantidades de Mn e Mo, a razão de composição entre elementos tais como Mn e/ou Mo que refina a segunda fase e os grãos de ferrita e elementos tais como Cr, P e/ou B que dispersam brutamente a segunda fase, deve ser controlada em uma faixa predeterminada. Então, a microestrutura na qual a segunda fase está dispersa nos pontos triplos das bordas dos grãos de ferrita pode ser obtida e um baixo YP pode ser obtido mantendo-se uma alta capacidade de flangeamento com dilatação.
[0044] A figura 3 é um gráfico mostrando os resultados obtidos pela investigação na relação entre YP e ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) do aço no qual a quantidade de Mn e as quantidades de P, Cr e B são equilibrados de modo que o [Mneq] seja constante em uma faixa de 2,50 a 2,55, usando o aço contendo 0,027% de C, 0,01% de Si, 1,5% a 2,2% de Mn, 0,002% a 0,048% de P, 0,003% de S, 0,06% de sol. Al, 0,15% a 0,33% de Cr, 0,003% de N, 0 a 0,0016% de B, 0% de Ti, 0,01% de Mo, e 0,014% de V. O método para produção de uma amostra e o método de avaliação do YP são os mesmos que descritos acima (no caso das Figuras 1 e 2). Consequentemente, quando ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) é menor que 3,5, o YP é diminuído, e quando ele é menor que 2,8, um YP menor á obtido. Em adição, cada um dos aços acima tem uma resistência que satisfaz TS > 440 MPa.
[0045] Para definir mais claramente as faixas adequadas de [Mneq], [Mn] + 3,3 [%Mo] e ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] +
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150Β*), foram investigadas as propriedades mecânicas do aço no qual as composições químicas de Μη, P, Cr e B foram amplamente mudadas. A composição química de uma amostra incluiu 0,022% a 0,030% de C, 0,1% de Si, 1,36% a 2,17% de Mn, 0,001% a 0,042% de P,
0,008% de S, 0,06% de sol. Al, 0,003% de N, 0% a 0,001% de B, 0,20% a 0,38% de Cr, 0,01% de Mo, 0,01% de V e 0% a 0,005% de Ti, e a quantidade de C foi ajustada de forma que a fração de volume da segunda fase foi ajustada quase constante em uma faixa de aproximadamente 4% a 5%. O método para produzir amostras é o mesmo descrito acima.
[0046] Os resultados obtidos estão mostrados na figura 4. Na figura 4, uma chapa de aço na qual YP < 215 MPa e TS x λ > 40.000 (MPa.%) é mostrado por ·, uma chapa de aço na qual 215 MPa < YP < 220 MPa e TS x λ > 40.000 (MPa.%) é representado por O, e uma chapa de aço na qual 215 Mpa < YP < 220 MPa e 38.000 (MPa.%) < TS x λ < 40,000 (MPa.%) é representado por Δ. Em adição, uma chapa de aço na qual YP > 220 MPa ou TS x λ < 38.000 (MPa.%), que não satisfaz as propriedades acima, é representado por ♦.
[0047] Consequentemente, foi descoberto que quando [Mneq] é 2,2 ou mais, [Mn] + 3,3 [%Mo] é 1,9 ou menos, e ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) é menor que 3,5, um baixo YP e um alto TS x λ pode ser simultaneamente obtido. Além disso, quando [Mneq] é 2,3 ou mais, TS x λ é também melhorado, e quando ([%Mn] + 3,3[%Mo])/1,3[%Cr] + 8[%P] + 150 B*) é menor que 2,8, o YP é também diminuído, de forma que de forma que um YP significativamente baixo e um alto TS x λ podem ser obtidos simultaneamente. A chapa de aço conforme descrita acima tem a microestrutura composta de ferrita como microestrutura predominante e martensita, e a geração das quantidades de perlita e bainita é diminuída. Em adição, os grãos de ferrita são uniformes e brutos, e a martensita é uniformemente dis
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23/62 persada principalmente nos pontos triplos das bordas dos grãos de ferrita. Conforme descrito acima, [Mn] + 3,3 [%Mo é ajustado para 1,9 ou menos. Em adição, ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) é ajustado para menos de 3,5 e é mais preferivelmente ajustado para menos de 2,8.
C: mais de 0,015% a menos de 0,10% [0048] C é um elemento necessário para garantir a fração de volume da segunda fase em uma quantidade predeterminada. Se a quantidade de C for pequena, a segunda fase não é formada e embora a propriedade de expansão do furo seja melhorada, o YP é notavelmente aumentado. Para garantir a fração de volume da segunda fase em uma quantidade predeterminada e para obter um YP suficientemente baixo, o teor de C deve ser ajustado para mais de 0,015%. Para melhorar a propriedade antienvelhecimento e também diminuir o YP, a quantidade de C é preferivelmente ajustada para 0,02% ou mais. Por outro lado, se a quantidade de C for 0,10% ou mais, uma vez que a fração de volume da segunda fase é excessivamente aumentada, o YP é aumentado, e a capacidade de flangeamento é também degradada. Em adição, a capacidade de soldagem é também degradada. Portanto, a quantidade de C é ajustada para menos de 0,10%. Para garantir excelente capacidade de flangeamento enquanto um baixo YP é mantido, a quantidade de C é preferivelmente ajustada para menos de 0,060% e é mais preferivelmente ajustada para menos de 0,040%.
Si: 0,5% ou menos [0049] Si é adicionado em uma pequena quantidade porque ele tem um efeito de melhorar a qualidade de superfície pelo atraso da escala de geração na laminação a quente, um efeito de atrasar adequadamente uma reação de ligação entre o aço e a camada de zinco em um banho de revestimento ou em um tratamento de ligação, e um efeito de embrutecer uniformemente microestruturas de uma chapa de
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24/62 aço. Entretanto, quando mais de 0,5% de Si são adicionados, uma vez que a qualidade de aparência do revestimento é degradada, a chapa de aço assim obtida é difícil de ser aplicada a um painel de exposição, e YP é também aumentado, então a quantidade de Si é ajustada para 0,5% ou menos. Para também melhorar a qualidade de superfície e diminuir o YP, a quantidade de Si é preferivelmente ajustada para menos de 0,2%. Si é um elemento que pode ser arbitrariamente adicionada, e o seu limite inferior não é especificado (0% de Si incluído); entretanto, dos pontos descritos acima, 0,01% ou mais de Si é preferivelmente adicionado, e 0,02% ou mais de Si são mais preferivelmente adicionados.
S: 0,03% ou menos [0050] Quando uma quantidade adequada de S está contida, propriedades de descamação de uma carepa principal da placa podem ser melhoradas, e a qualidade da aparência do revestimento pode também ser melhorada; então, S pode estar contido. Entretanto, se o teor de S for alto, a quantidade de MnS precipitado no aço é excessivamente aumentado, e como resultado o alongamento e a capacidade de flangeamento com dilatação de uma chapa de aço são degradados. Em adição, a ductilidade a quente é degradada quando um aplaca é laminada a quente, e defeitos de superfície são passíveis de serem gerados. Além disso, a resistência à corrosão é levemente degradada. Então, a quantidade de S é ajustada para 0,03% ou menos. Para melhorar a capacidade de flangeamento com dilatação e a resistência à corrosão, a quantidade de S é preferivelmente ajustada para 0,02% ou menos, mais preferivelmente ajustada para 0,01% ou menos, e ainda mais preferivelmente ajustada para 0,002% ou menos.
Sol. Al: 0,01% a 0,5% [0051] Al é adicionado para promover o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento do B pela fixação do N, para melhorar a
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25/62 propriedade antienvelhecimento, e para melhorar a qualidade de superfície pela diminuição das inclusões. Para melhorar o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento de B e a propriedade antienvelhecimento, o teor de sol. Al é ajustado para ser 0,01% ou mais. Para também melhorar os efeitos descritos acima, o teor de sol. Al é preferivelmente ajustado para 0,015% ou mais e é mais preferivelmente ajustado para 0,04% ou mais, Por outro lado, mesmo se mais de 0,5% de sol. Al é adicionado, o efeito de permanecer B soluto e o efeito de melhorar a propriedade de antienvelhecimento são saturados, e o custo é aumentado desnecessariamente. Em adição, a propriedade de lingotamento é degradada, e então a qualidade de superfície é degradada. Por essa razão, o teor de sol. Al é ajustado para 0,5% ou menos. Para garantir excelente qualidade de superfície, o teor de sol. Al é preferivelmente ajustado para menos de 0,2%.
N: 0,005% ou menos [0052] N é um elemento que forma nitretos, tais como BN, AIN, e TiN no aço e tem a influência adversa de eliminar o efeito do B, que melhora a capacidade de flangeamento com dilatação enquanto YP é diminuído, através da formação de BN. Em adição, AIN fino é formado para degradar o crescimento do grão, e YP é aumentado. Além disso, quando N soluto permanece, a propriedade antienvelhecimento é degradada. Dos pontos descritos acima, o teor de N deve ser estritamente controlado. Quando o teor de N é maior que 0,005%, além de um aumento no YP, a propriedade antienvelhecimento é degradada, e a aplicabilidade para painéis de exposição se torna insuficiente. Conforme descrito acima, o teor de N é ajustado para 0,005% ou menos. Para também diminuir YP pela diminuição da quantidade de AIN precipitado, o teor de N e preferivelmente ajustado para 0,004% ou menos.
Ti: menos de 0,020% [0053] Ti é um elemento tendo um efeito de melhorar a capacida
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26/62 de de endurecimento de B pela fixação de N, um efeito de melhorar a propriedade antienvelhecimento, e um efeito de melhorar a propriedade de lingotamento; então, Ti pode ser arbitrariamente adicionado para auxiliar a obtenção dos efeitos descritos acima. Entretanto, quando o seu teor é aumentado, precipitados finos, tais como TiC e Ti(C, N), são formados no aço para aumentar consideravelmente o YP, e TiC é gerado durante o resfriamento após o recozimento para diminuir BH; então, quando Ti é adicionado, o seu teor deve ser controlado na faixa adequada. Quando o teor de Ti é 0,020% ou mais, YP é notavelmente aumentado. Portanto, o teor de Ti é ajustado para menos de 0,020%. Ti é um elemento que pode ser adicionado arbitrariamente, e o seu limite inferior não é especificado (0% de Ti é incluído); entretanto, para obter o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento pela fixação do N através da precipitação de TiN, o teor de Ti é preferivelmente ajustado para 0,002% ou mais, e para obter um baixo YP pela supressão da precipitação de TiC, o teor de Ti é preferivelmente ajustado para menos de 0,010%.
V: 0,4% ou menos [0054] V é um elemento que melhora a capacidade de endurecimento, e uma vez que sua influência no YP e na capacidade de flangeamento com dilatação é pequena, e a função de degradar a qualidade do revestimento e a resistência à corrosão é também pequena, V pode ser usado como uma alternativa ao Mn e ao Cr. Em vista do ponto acima, 0,002% ou mais de V são preferivelmente adicionados, e 0,01% ou mais é mais preferível. Entretanto, se mais de 0,4% de V forem adicionados, o custo é aumentado consideravelmente; então 0,4% ou menos de V são preferivelmente adicionados.
[0055] Embora o saldo seja ferro e as inevitáveis impurezas, pelo menos um outro elemento em uma quantidade predeterminada pode estar também contido.
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27/62 [0056] Pelo menos um elemento entre Nb, W e Zr pode estar contido.
Nb: menos de 0,02% [0057] Uma vez que o Nb tem a função de reforçar a chapa de aço pela precipitação de NbC e Nb (C, N) bem como a função de refinar a microestrutura, o Nb pode ser adicionado para aumentar a resistência. A partir dos pontos descritos acima, 0,002% ou mais de Nb são preferivelmente adicionados, e 0,005% ou mais são mais preferivelmente adicionados. Entretanto, uma vez que o YP é notavelmente aumentado quando 0,02% ou mais de Nb são adicionados, menos de 0,02% de Nb são preferivelmente adicionados.
W: 0,15% ou menos [0058] W pode ser usado como elemento endurecedor e um elemento de reforço da precipitação. A partir dos pontos descritos acima, 0,002% ou mais de W são preferivelmente adicionados, e 0,005% ou mais de W são mais preferíveis. Entretanto, quando a quantidade é excessiva, uma vez que o YP é aumentado, 0,15% ou menos de W são preferivelmente adicionados.
Zr: 01% ou menos [0059] Como no caso descrito acima, o Zr também pode ser usado como um elemento endurecedor e como elemento reforçador da precipitação. A partir do ponto descrito acima, 0,002% ou mais de Zr são preferivelmente adicionados, e 0,005% ou mais de Zr são mais preferíveis. Entretanto, quando a quantidade de Zr é excessiva, uma vez que o YP é aumentado, 0,1% ou menos de Zr é preferivelmente adicionado.
[0060] Pelo menos um dos elementos Cu, Ni, Ca, Ce, La, e Mg pode estar contido.
Cu: 0,5% ou menos [0061] Uma vez que melhora levemente a resistência à corrosão, o
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Cu é preferivelmente adicionado para melhorar a resistência à corrosão. Em adição, Cu é um elemento a ser misturado quando é usada sucata como matéria prima, e quando o Cu está ligado para ser misturado em materiais para reciclagem, pode ser utilizado como recursos de matéria prima, de modo que os custos de produção possam ser reduzidos. Para melhorar a resistência à corrosão, 0,01% ou mais de Cu é preferivelmente adicionado. Entretanto, quando o teor é excessivamente alto, defeitos de superfície são passíveis de serem gerados, e então 0,5% ou menos de Cu é preferivelmente adicionado.
Ni: 0,5% ou menos [0062] Ni é um elemento que tem também a função de melhorar a resistência à corrosão. Em adição, o Ni também tem a função de diminuir os defeitos de superfície que são fáceis de serem gerados quando o Cu está contido. Portanto, para melhorar a qualidade de superfície enquanto a resistência à corrosão é melhorada, 0,01% ou mais de Ni é preferivelmente adicionado, e 0,02% ou mais de Ni são mais preferivelmente adicionados. Entretanto, quando a quantidade de Ni é excessivamente grande, uma vez que a formação de carepa em um forno de aquecimento ocorre de forma desigual, defeitos de superfície são assim gerados, e o custo é também aumentado consideravelmente. Portanto, o teor de Ni é ajustado para 0,5% ou menos.
Ca: 0,01% ou menos [0063] Ca tem funções para fixar S no aço na forma de CaS, para aumentar o pH em um produto de corrosão, e para melhorar a resistência à corrosão das periferias das porções embainhadas e das porções soldadas por pontos.Em adição, o Ca tem a função de melhorar a capacidade de flangeamento com dilatação pela supressão de MnS, o que degrada a capacidade de flangeamento com dilatação, pela formação de CaS. A partir dos pontos descritos acima, 0,0005% ou mais de Ca são preferivelmente adicionados. Entretanto, uma vez que o Ca
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29/62 na forma de um óxido é passível de flutuar até a superfície do aço fundido e é facilmente separado do aço fundido, uma grande quantidade de Ca é difícil de permanecer no aço. Portanto, o teor de Ca é ajustado para 0,01% ou menos.
Ce: 0,01% ou menos [0064] Ce pode ser adicionado para fixar S no aço e para melhorar a capacidade de flangeamento com dilatação e a resistência à corrosão. A partir do ponto descrito acima, 0,0005% ou mais de Ce são preferivelmente adicionados. Entretanto, uma vez que o Ce é um elemento caro, quando uma grande quantidade dele é adicionada, o custo é aumentado. Então, 0,01% ou menos de Ce é preferivelmente adicionado.
La: 0,01% ou menos [0065] La pode ser adicionado para fixar o S no aço e melhorar a capacidade de flangeamento com dilatação e a resistência à corrosão. A partir do ponto descrito acima, 0,0005% ou mais de La são preferivelmente adicionados. Entretanto, uma vez que La é um elemento caro, quando uma grande quantidade desse elemento é adicionada, o custo é aumentado. Então, 0,01% ou menos de La é preferivelmente adicionado.
Mg: 0,01% ou menos [0066] Uma vez que o Mg dispersa finamente e forma uma microestrutura uniforme, Mg pode ser adicionado. A partir do ponto descrito acima, 0,0005% ou mais de Mg são preferivelmente adicionados. Entretanto, quando o teor de Mg é alto, a qualidade de superfície é degradada, e então 0,01% ou menos desse elemento é preferivelmente adicionado.
[0067] Pelo menos um elemento entre Sn e Sb pode estar contido;
Sn: 0,2% ou menos [0068] Sn é preferivelmente adicionado para suprimir a nitretação
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30/62 ou a oxidação da superfície de uma chapa de aço ou para suprimir a descarburização e a desboronização em uma região de várias dezenas de micrômetros de uma camada de superfície de uma chapa de aço gerada por oxidação. Esses efeitos melhoram a propriedade de fadiga, a propriedade antienvelhecimento, a qualidade de superfície e similares. Para suprimir a nitretação e a oxidação, 0,002%ou mais de Sn são preferivelmente adicionados, e 0,005% ou mais desse elemento são mais preferivelmente adicionados; entretanto, quando o teor é de mais de 0,2%, ocorrem um aumento no YP e a degradação da tenacidade, e então 0,2% ou menos de Sn são preferivelmente adicionados.
Sb: 0,2% ou menos [0069] Como no caso do Sn, Sb é também preferivelmente adicionado para suprimir a nitretação ou a oxidação da superfície de uma chapa de aço ou para suprimir a descarburização e a desboronização na região de várias dezenas de micrômetros da camada de superfície de uma chapa de aço geradas pela oxidação. Uma vez que a nitretação e a oxidação são suprimidas conforme descrito acima, uma diminuição na quantidade de martensita gerada na camada de superfície da chapa de aço é evitada, e/ou a degradação da capacidade de endurecimento provocada pela diminuição na quantidade de B é evitada, de modo que as propriedades de fadiga e a propriedade antienvelhecimento são melhoradas. Em adição, a qualidade da aparência do revestimento pode ser melhorada pela melhorada da capacidade de umedecimento da galvanização. Para suprimir a nitretação e a oxidação, 0,002% ou mais de Sb são preferivelmente adicionados, e 0,005% ou mais desse elemento são mais preferivelmente adicionados; entretanto, quando o teor é maior que 0,2%, ocorre um aumento no YP e a degradação da tenacidade, e então 0,2% ou menos de Sb são preferivelmente adicionados.
2) Microestruturas
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31/62 [0070] A microestrutura da chapa de aço da presente invenção é composta principalmente de ferrita, martensita, uma pequena quantidade de γ retido, perlita e bainita, e, em adição, uma pequena quantidade de carbonetos está também contida. Inicialmente será descrito um método para medir essas formas microestruturais.
[0071] A fração de volume da segunda fase foi obtida de tal forma que após uma seção transversal L (vertical) paralela à direção de laminação de uma chapa de aço foi causticada usando-se uma solução nital após o polimento, 10 campos de vista na posição de um quarto da espessura da chapa de aço foram observados com um SEM a uma ampliação de 4.000 vezes, e fotografias microestruturais tiradas daí foram submetidas à análise da imagem para medir a razão de área da segunda fase. Isto é, uma vez que a forma estrutural da chapa de aço da presente invenção na direção de laminação e que na direção particular a ela não foram muito diferentes entre si, e as frações de volume medidas nas duas direções foram aproximadamente iguais entre si, nesse caso, a fração de volume da segunda fase medida usando-se a superfície da seção transversal L foi considerada como a fração de volume da segunda fase.
[0072] Na fotografia estrutural, uma região tendo um contraste ligeiramente preto indicou ferrita, uma região na qual carbonetos tendo uma forma de lâmina ou de uma sequência de pontos foi considerada como perlita ou bainita, e grãos tendo um contraste branco foram considerados como sendo martensita ou γ retido. A fração de volume de martensita e de γ retido foi obtida medindo-se a razão de área dessa região tendo um contraste branco. Em adição, grãos minúsculos tendo um diâmetro de 0,4 pm ou menos observados em uma fotografia de SEM foram compostos principalmente de carbonetos que foram identificados pela observação TEM, e uma vez sendo uma quantidade muito pequena, essas razões de área foram consideradas como não tendo
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32/62 influência significativa nas propriedades do material. Então, os grãos tendo um diâmetro de grão de 0,4 pm ou menos foram excluídos da avaliação da fração de volume. As frações de volume foram calculadas para uma microestrutura contendo grãos com contraste branco que é principalmente uma martensita e contém uma leve quantidade de γ retido, e uma microestrutura contendo grãos com carbonetos com forma lamelar ou de uma linha pontilhada que são perlita e bainita. A fração de volume da segunda fase indica a quantidade total dessas microestruturas. Entre os grãos da segunda fase conforme descrito acima, grãos em contato com pelo menos três bordas de grãos de ferrita foram considerados como grãos de segunda fase presentes nos pontos triplos das bordas dos grãos de ferrita, e a sua fração de volume foi obtida. Em adição, no caso em que os grãos da segunda fase estavam presentes adjacentes entre si, quando a porção de contato entre eles tem a mesma largura que aquela da borda do grão, os grãos da segunda fase foram contados separadamente, e quando a porção de contato entre eles foi maior que a largura da borda do grão, isto é, quando os grãos da segunda fase estavam em contato entre si para ter uma certa largura de contato entre eles, os grãos da segunda fase foram contados como um grão.
[0073] Usando-se uma fonte de raio x Ka com um Co almejado, a fração de volume de γ retido foi obtida da razão de intensidade integrada entre os planos (200), (211) e (220) de α e os planos (200), (220) e (311) de γ por difração de raio-x na posição a um quarto da espessura da chapa de aço.
[0074] A fração de volume de martensita foi obtida subtraindo-se a fração de volume do γ retido obtida por difração de raio-x da fração de volume da martensita e de γ retido obtida pela observação por SEM acima.
Fração de Volume da Segunda Fase: 2% a 12%
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33/62 [0075] Para obter um baixo YP, a fração de volume da segunda fase deve ser ajustada para 2% ou mais. Entretanto, se a fração de volume da segunda fase for maior que 12%, uma vez que o YP é aumentado, a capacidade de flangeamento com dilatação é degradada. Portanto, a fração de volume da segunda fase é ajustada para uma faixa de 2% a 12%. Para obter um menor YP e uma mais excelente capacidade de flangeamento com dilatação, a fração de volume da segunda fase é preferivelmente ajustada para 10% ou menos, mais preferivelmente ajustada para 8% ou menos, e ainda mais preferivelmente ajustada para 6% ou menos.
Fração de Volume da Martensita [0076] Para obter um baixo YP. A fração de volume da martensita deve ser ajustada para 1% ou mais. Entretanto, quando a fração de volume de martensita é maior que 10%, como o YP é aumentado, a capacidade de flangeamento com dilatação é degradada. Portanto, a fração de volume de martensita é ajustada em uma faixa de 1% a 10%. Para obter um YP menor e uma capacidade de flangeamento com dilatação mais excelente, a fração de volume de martensita é preferivelmente ajustada para 8% ou menos, e mais preferivelmente ajustada para 6% ou menos.
Fração de Volume de γ Retido: 0% a 5% [0077] Na presente invenção, 0% a 5% de γ retido podem estar contidos. Isto é, na presente invenção, uma vez que a composição química do aço seja adequadamente controlada, e a taxa de aquecimento, a taxa de resfriamento, e o tempo de retenção a 480°C ou menos em uma CGL sejam adequadamente controlados, ο γ retido é gerado brutamente principalmente nos pontos triplos das bordas dos grãos. Em adição, ο γ retido é macio se comparado com a martensita e a bainita e não tem tensão plástica que é formada na periferia da martensita. Então, torna-se claro que quando a fração de volume do γ reti
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34/62 do é maior que 5%, como o YP é levemente aumentado, a capacidade de flangeamento com dilatação é degradada. Portanto, a fração de volume do γ retido é ajustada em uma faixa de 0% a 5%. Para melhorar a capacidade de flangeamento com dilatação, a fração de volume de γ retido é preferivelmente ajustada para 4% ou menos e é mais preferivelmente ajustada para 3% ou menos.
[0078] Razão de fração de volume total de martensita e γ retido para a fração de volume da segunda fase: 70% ou mais [0079] Quando [Mneq] não é controlado adequadamente nos ciclos de aquecimento da CGL nos quais o resfriamento lento é executado após o recozimento, uma vez que perlita fina é gerada adjacente à martensita, a capacidade de flangeamento com dilatação é consideravelmente degradada, e uma vez que bainita é gerada, o YP é aumentado. Para garantir simultaneamente um baixo YP e uma excelente capacidade de flangeamento com dilatação suprimindo-se eficientemente a geração de perlita e bainita, a razão da fração de volume total de martensita e de γ retido para a fração de volume da segunda fase deve ser ajustada para 70% ou mais.
[0080] Razão da fração de volume da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos para a da segunda fase: 50% ou mais [0081] Para diminuir suficientemente o YP enquanto a excelente capacidade de flangeamento com dilatação é mantida, em adição ao controle do tipo de segunda fase e da sua fração de volume, as posições nas quais os grãos da segunda fase estão presentes deve ser adequadamente controlada. Isto é, mesmo entre chapas de aço que tenham a mesma fração de volume da segunda fase e a mesma razão de fraca de volume de martensita e de γ retido para a fração de volume da segunda fase, uma chapa de aço na qual os grãos da segunda fase são finos e são gerados de maneira não uniforme tem um alto YP. Em
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35/62 adição, quando a segunda fase é gerada de forma não uniforme, a capacidade de flangeamento com dilatação é degradada. Por outro lado, é descoberto que em uma chapa de aço na qual os grãos da segunda fase são dispersos uniformemente e brutamente nos pontos triplos das bordas dos grãos, o YP pode ser diminuído enquanto uma alta capacidade de flangeamento com dilatação é mantida. Em adição, é também descoberto que para obter um baixo YP e uma alta capacidade de flangeamento com dilatação conforme descrito acima, a razão da fração de volume da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos para a da segunda fase pode ser controlada para ser 50% ou mais. Isto é, os locais nos quais a segunda fase existe são assumidos estarem nos grãos de ferrita ou nas bordas dos grãos, e as segundas fases geralmente tendem a selecionar energeticamente as bordas dos grãos de ferrita. Em geral, pelo menos 80% da segunda fase são precipitados nas bordas dos grãos de ferrita. Consequentemente, os grãos da segunda fase são passíveis de serem conectados entre si nas bordas dos grãos de ferrita, de forma que aos grãos da segunda fase sejam passíveis de serem dispersos de maneira não uniforme. Entretanto, quando a composição do aço e as condições de recozimento são controladas adequadamente, os grãos da segunda fase podem ser dispersos nos pontos triplos das bordas dos grãos entre as bordas do grão de ferrita. Nesse caso, os grãos da segunda fase são dispersos uniformemente. Quando a forma microestrutural é controlada conforme descrito acima, enquanto os grãos da segunda fase são dispersos brutamente, o número de porções nas quais os grãos da segunda fase são conectados entre si pode ser diminuído, de forma que enquanto o YP é diminuído, uma alta capacidade de flangeamento com dilatação pode ser mantida. Embora a razão porque o YP é diminuído não seja claramente entendido, acredita-se que uma vez que espaços entre os grãos de martensita são suficientemente garantidos
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36/62 quando os grãos da segunda fase são uniformemente e brutamente dispersos, a deformação desde a periferia da martensita é passível de ocorrer. Portanto, a razão da fração de volume da segunda fase presente nos pontos triplos da borda do grão para a fração de volume da segunda fase é ajustado para 50% ou mais.
[0082] A forma microestrutural conforme descrita acima pode ser obtida quando as faixas de composição de Mn, Mo, Cr, P e B e similares são adequadamente controladas, e também, por exemplo, quando a taxa de aquecimento no recozimento é adequadamente controlada.
3) Condições de produção [0083] A chapa de aço da presente invenção pode ser produzida, conforme descrito acima, por um método compreendendo as etapas de: executar a laminação a quente e a laminação a frio de uma placa de aço tendo a composição química descrita acima; então executar o aquecimento em uma linha de galvanização contínua (CGL) em uma faixa de temperaturas de 680°C a 750°C a uma taxa média de aquecimento de menos de 5,0°C/s; subsequentemente, executar o recozimento a uma temperatura de recozimento em uma faixa de 750°C a 830°C; executar o resfriamento de modo a ajustar a taxa média de resfriamento a partir da temperatura de recozimento até a imersão em um banho de galvanização parta 2°C/s a 30°C/s e de modo a ajustar o tempo de manutenção em uma região de temperatura de 480°C ou menos apara 30 segundos ou menos; então executar a galvanização por imersão no banho de galvanização; e executar o resfriamento até 300°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 5°C/s a 100°C/s após a galvanização, ou também executar um tratamento de ligação após a galvanização, e executar o resfriamento até 300°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 5°C/s a 100°C/s após o tratamento de ligação.
Laminação a quente:
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37/62 [0084] Para laminar a quente uma placa de aço, por exemplo, pode ser usado um método para laminar uma placa após o aquecimento, um método para laminar diretamente uma placa após o lingotamento contínuo. Sem aquecimento, e um método para laminar a placa após um tratamento térmico por um curto período de tempo executado após o lingotamento contínuo. A laminação a quente pode ser executada de acordo com um método comum, e, por exemplo, a temperatura de aquecimento da placa, a temperatura de término da laminação, e a temperatura de bobinamento podem ser ajustadas para 1.100°C a 1.300°C, o ponto Ara para o ponto Ara + 150°C, e 400°C a 720°C respectivamente. Para reduzir a anisotropia no plano do valor r e melhorar BH, a taxa de resfriamento após a laminação a quente é preferivelmente ajustada para 20°C/s ou mais, e a temperatura de resfriamento é preferivelmente ajustada para 600°C ou menos.
[0085] Para obter uma bela qualidade de superfície do revestimento para uso exposto, é preferível que a temperatura de aquecimento da placa seja ajustada para 1.250°C ou menos, a descamação seja executada suficientemente para remover a escória primária e secundária gerada na superfície da chapa de aço, e a temperatura de término da laminação seja ajustada para 900°C ou menos.
Laminação a frio:
[0086] Na laminação a frio, a redução da laminação a frio pode ser ajustada para 50% a 85%. Para melhorar a capacidade de estampagem profunda pela melhoria do valor r, a redução da laminação a frio é preferivelmente ajustada para 65% a 73%, e para reduzir a anisotropia no plano do valor r e o YP, a redução da laminação a frio é preferivelmente ajustada para 70% a 85%.
CGL:
[0087] Na chapa de aço processada por laminação a quente, em uma CGL, um tratamento de recozimento e um tratamento de revesti
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38/62 mento são executados ou um tratamento de ligação é também executado após o tratamento de revestimento. Para obter uma forma microestrutural desejada que satisfaça um baixo YP e excelente capacidade de flangeamento com dilatação ao mesmo tempo, a taxa de aquecimento no recozimento é uma condição de produção importante que deve ser controlada. A Figura 5 mostra a relação entre a taxa média de aquecimento em uma faixa de 680°C a 750°C no recozimento, YP, e a razão de expansão de furo do aço contendo 0,028% de C, 0,01% de Si, 1,735 de Mn, 0,030% de P, 0,15% de Cr, 0,06% de sol.AI, e 0,0013% de B. Em adição, as condições para formar uma amostra foram as mesmas que aquelas descritas acima (o caso mostrado nas Figuras 1 e 2) exceto quanto à taxa de aquecimento. Quando a taxa de aquecimento no recozimento é menor que 5,0°C/s, a segunda fase é uniformemente e brutamente dispersa, e o YP é significativamente diminuído. Em adição, no caso descrito acima, uma alta razão de expansão de furo é mantida. Isto é, quando a taxa de aquecimento é adequadamente controlada, um baixo YP e uma alta capacidade de flangeamento com dilatação podem ser obtidos ao mesmo tempo. A razão porque a taxa de aquecimento em uma faixa de 680°C a 750°C no recozimento tem influência significativa no YP é que nessa região de temperatura, a recristalização e a transformação de ferrita para austenita ocorrem simultaneamente. Isto é, quando a taxa de aquecimento é rápida, uma vez que a transformação de ferrita para austenita progride enquanto a recristalização não é suficientemente completada, muitos grãos γ são gerados nas interfaces dos grãos não recristalizados, e após o resfriamento a segunda fase é finamente dispersa. Consequentemente, a taxa,média de aquecimento em uma faixa de 680°C a 750°C no recozimento é ajustada para menos de 5,0°C/s.
[0088] A temperatura de recozimento é ajustada para 750°C a 830°C. Carbonetos não são suficientemente dissolvidos a uma tempe
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39/62 ratura de recozimento de menos de 750°C, e a fração de volume da segunda fase não pode ser estavelmente garantida. A uma temperatura de recozimento de mais de 830°C, uma vez que a perlita e/ou a bainita são passíveis de serem geradas, ou a quantidade de γ retido é excessivamente gerada, um YP suficientemente baixo não pode ser obtido. Em geral, o recozimento contínuo executado em uma região de temperatura de 750°C ou mais, o tempo de enxágue pode ser ajustado para 20 a 200 segundos e mais preferivelmente ajustado para 40 a 200 segundos.
[0089] Após o enxágue, o resfriamento é executado de modo a ajustar a taxa média de resfriamento a partir da temperatura de recozimento para a imersão em um banho de galvanização no qual a temperatura é geralmente mantida em 450°C a 500°C para 2 a 30°C/s, e de modo a ajustar o tempo de retenção em uma região de temperaturas de 480°C ou menos na etapa de resfriamento para 30 segundos ou menos. Uma vez que a taxa de resfriamento é ajustada para 2°C/s ou mais, a geração de perlita em uma região de temperatura de 500°C a 650°C é suprimida, e então uma excelente capacidade de flangeamento com dilatação pode ser obtida. Em adição, uma vez que a taxa de resfriamento é ajustada para 30°C/s ou menos, enquanto bainita e γ retido são evitados de serem excessivamente gerados, a fração de volume da segunda fase gerada em locais diferentes dos pontos triplos das bordas dos grãos é diminuída, e o YP pode ser diminuído. Em adição, quando o tempo de retenção em uma região de temperatura de 480°C ou menos é ajustado para 30 segundos ou menos, a geração de bainita fina, γ retido fino, e martensita fina é suprimida em locais diferentes dos pontos triplos das bordas dos grãos, de modo que o YP pode ser diminuído.
[0090] Subsequentemente, embora a galvanização seja executada em um banho de galvanização, se necessário um tratamento de liga
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40/62 ção pode também ser executado quando a temperatura em uma região de 470°C a 650°C for mantida por 40 segundos ou menos. Embora a qualidade do material tenha sido consideravelmente degradada quando o tratamento de ligação conforme descrito acima foi executado em uma chapa de aço convencional na qual [Mneq] não foi adequadamente controlado, na chapa de aço da presente invenção, o aumento no YP é pequeno, e uma boa qualidade do material pode ser obtida. [0091] Após a galvanização ou o tratamento de ligação, quando é executado, o resfriamento é executado até 300°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 5°C/s a 100°C/s. Se a taxa de resfriamento for inferior a 5°C/s, perlita é gerada a aproximadamente 350°C, e bainita é gerada em uma região de temperatura de 400°C a 450°C, de forma que o YP é aumentado. Se a temperatura de término do resfriamento for maior que 300°C, uma vez que a têmpera da martensita progride significativamente, o YP é aumentado. Por outro lado, se a taxa de resfriamento for maior que 100°C/s, a autotêmpera da martensita gerada no resfriamento contínuo não é suficientemente executada, a martensita é endurecida excessivamente, e a capacidade de flangeamento com dilatação é degradada. Embora a taxa de resfriamento em uma região de temperaturas de menos de 300°C não seja particularmente especificada, quando o resfriamento é executado a uma taxa de resfriamento em uma faixa geral de 0,1°C/s a 1.000°C/s que pode ser executado pelo comprimento de uma linha de resfriamento ou um método de resfriamento de um equipamento de recozimento existente, as propriedades desejadas podem ser obtidas. Quando há um equipamento que possa executar o recozimento e um tratamento de têmpera, para diminuir o YP, um tratamento de super envelhecimento pode também ser executado por 30 segundos a 10 minutos a uma temperatura de 300°C ou menos.
[0092] A laminação de encruamento pode ser executada na chapa
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41/62 de aço galvanizada assim obtida para estabilizar a conformação por prensagem, pelo controle da rugosidade de superfície, e o polimento (“planarization”) da forma da chapa. Nesse caso, para diminuir o YP e aumentar o El, e o alongamento do skin pass é preferivelmente ajustado para 0,1% a 0,6%.
[EXEMPLOS] [0093] Após os aços nos A a AL mostrados nas Tabelas 1 e 2 serem fundidos, o lingotamento contínuo foi executado ali para formar uma placa tendo uma espessura de 230 mm.
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* 00 0,0008 0,0018 0,0020 0,0007 0,0022 0,0000 0,0022 0,0022 0,0022 0,0021 0.0022 0.0022 0.0022 0.0022 0.0022 0.0022 0.0022 0,0021 0,0021
m 0,0008 0,0010 0,0014 0,0005 0,0015 o 0,0027 0,0018 0,0018 0,0016 0,0003 0,0012 0,0011 0,0022 0,0016 0,0015 0,0018 0,0014 0,0012
> o o o o o o o o o o o o o o o 0,18 o o o
í— o o o o o o o o o o o 0,004 0,007 o o o o o o
Mo 0,01 o 0,01 o o 0,01 0,01 0,03 0,01 0,01 0,01 0,10 0,02 0,01 0,02 0,01 0,01 0,01 0,01
o 0,21 0,22 0,22 0,31 0,21 0,28 0,06 0,15 0,12 Το 0,16 0,22 0,18 0,04 0,24 0,18 Το 0,18 0,20
z 0,0021 0,0012 0,0029 0,0020 0,0031 0,0041 0,0041 0,0029 0,0026 0,0016 0,0020 0,0021 0,0030 0,0016 0,0035 0,0015 0,0016 0,0020 0,0010
Sol. Al 0,016 0,028 0,064 0,024 0,069 0,046 0,046 0,072 0,069 0,048 0,350 0,030 0,035 0,085 0,082 0,079 0,040 0,066 0,088
ω 0,005 0,006 0,001 0,002 0,003 0,005 0,005 0,013 0,008 0,002 0,001 0,002 0,001 0,002 0,006 0,005 0,010 0,002 0,002
Q_ 0,019 0,022 0,039 0,042 0,016 0,035 0,031 0,034 0,038 0,048 0,028 0,032 0,038 0,038 0,024 0,024 0,025 0,028 0,026
c o CO o CO ,74 LO ,80 ,58 ,68 3 3 ,44 σ> ,52 ,50 ,20 LO ,59 ,60
ω 0,01 0,02 0,01 0,02 0,01 0,02 0,02 0,01 0,15 0,34 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01
o 0,027 0,029 0,032 0,024 0,032 0,018 0,016 0,040 0,058 0,094 0,028 0,027 0,028 0,022 0,023 0,030 0,023 0,026 0,026
o C O o < < m O Q LU 0 T “3 —1 2 z O 0. σ ω
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43/62
Notas invenção invenção invenção o tco o c Φ > c o tCO o c Φ > c invenção invenção invenção invenção invenção invenção invenção invenção invenção invenção o «CO o c Φ > c o «CO o c Φ > c invenção invenção
aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i aço da i
(a)/(v) 3,40 2,60 CO 2,05 2,07 T oT 2,79 oT T oT 2,20 2,03 O) 2,26 1,88 1,63 T oT 2,12 2,09
1,83 o LO 1,74 LO 1,74 1,83 1,68 1,71 CO CO 1,77 1,56 1,56 LO 1,23 LO 1,62 1,63
[Mneq] 2,37 2,35 2,42 2,59 2,24 2,39 2,49 2,48 2,50 2,55 oT 2,64 2,42 2,24 2,40 2,35 2,26 2,39 T oT
Aço n° outros Ce: 0,008 Cu:0,18 Ni: 0,20 Nb: 0,005 Mg: 0,005 Zr: 0,04 W: 0,05 Ca: 0,005 Sb: 0,02 La: 0,003 Sn: 0,01
< ca O O LU O T “3 z O o. O Oí ω
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44/62
* 00 0,0011 o 0,0006 O 0,0008 0,0022 0,0006 0,0008 0,0007 0,0016 0,0012 0,0022 0,0015 0,0022 0,0020 0,0022 0,0022 0,0022 0,0022
m 0,0005 o 0,0002 o 0,0005 0,0018 0,0004 0,0003 0,0003 6000Ό 0,0008 0,0010 0,0009 0,0033 0,0014 0,0015 0,0014 0,0018 0,0015
> o o o o o o o o o o o o o o 0,001 0,002 0,002 0,003 0,010
i— o o o o o o o o o o o 0,025 o o 0,002 0,003 0,004 0,004 0,005
Mo o 0,02 o o 0,01 Το 0,01 0,01 0,01 0,01 0,18 0,01 o o o 0,02 0,01 0,01 0,01
o 0,31 0,30 0,30 0,60 0,22 0,31 0,18 Το Το 0,20 0,01 0,16 0,22 0,10 o 0,02 o o 0,02
z 0,0030 0,0039 0,0038 0,0041 0,0033 0,0033 0,0022 0,0050 0,0029 0,0033 0,0028 0,0022 0,0022 0,0060 0,0012 0,0041 0,0029 0,0033 0,0025
Sol. Al 0,063 0,048 0,040 0,053 0,034 0,059 0,020 0,045 0,040 0,065 0,040 0,059 0,064 0,068 0,015 0,018 0,070 0,061 0,049
ω 0,006 0,008 0,009 0,007 0,008 0,008 0,012 0,010 0,009 0,004 0,005 0,002 0,004 0,004 0,001 0,001 0,012 0,004 0,002
Q_ 0,008 0,002 0,019 0,025 0,032 0,045 0,022 0,022 0,028 0,059 0,012 0,030 0,035 0,030 0,034 0,044 0,028 0,027 0,037
Mn CO 1,83 1,58 1,52 2,21 0,50 1,98 2,05 2,09 1,68 00 OI 1,50 OI 1,89 1,53 1,55 oq CO
ώ 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 o 0,01 0,01 o 0,01
O 0,035 0,030 CN O o 0,029 0,023 0,038 0,015 0,034 0,081 0,025 0,025 0,027 0,012 0,029 0,018 0,081 0,023 0,019 0,035
o C O o < I- Z) > % X >- N AA av AC αν AE AF AG HV < “3 < AK —1 <
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45/62
Tabela 2 % (em massa) (continuação) Notas o > o > O > o > o > o > o > o > o > o > o > o > O > o > aço da invenção aço da invenção aço da invenção aço da invenção aço da invenção
aço comparati ro CO Q. E o o o o CO ro CO Q. E o o o o CO aço comparati aço comparati aço comparati aço comparati aço comparati aço comparati aço comparati aço comparati aço comparati aço comparati ro CO Q. E o o o o CO
(a)/(v) 2,33 CO 2,07 1,55 3,86 00 00 o 4,03 4,09 3,86 00 00 2,25 1,88 2,46 3,34 2,25 2,07 3,42 1,95
00 1,90 1,58 1,52 2,24 0,96 2,01 2,08 2,12 1,71 2,07 LO 1,50 OI 1,89 1,60 1,56 00 1,53
[Mneq] 2,12 2,30 2,34 2,50 2,91 2,06 2,51 2,59 2,67 2,68 2,36 2,53 2,30 2,42 2,46 2,31 2,30 2,42 2,38
Aço n° outros Ca: 0,0005 Sb:0,0002 Ca: 0,0005 Sn:0,0002 Cu: 0,01 NI: 0,01 Zr: 0,002 W: 0,002 Nb: 0,002 Mg: 0,0005 La: 0,0005
D % X >- N AA av AC αν LU < < AG HV < “3 < AK <
* ca ο LO τ— +
CL χΡ θ' +
Ò χΡ τ— αα ο
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00_ οο +
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46/62 [0094] Após essa placa ter sido aquecida até 1.180°C a 1.250°C, a laminação a quente foi executada a uma temperatura de término de laminação em uma faixa de 820°C a 900°C. Subsequentemente, o resfriamento foi executado a 640°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 15°C/s a 35°C/s, e o bobinamento foi executado a uma temperatura de bobinamento CT de 400°C a 640°C. A chapa laminada a quente assim obtida foi processada por laminação a frio a uma redução de laminação a frio de 70% a 77%, de forma que uma chapa laminada a frio tendo uma espessura de 0,8 mm foi formada.
[0095] Em uma CGL, conforme mostrado nas Tabelas 3 e 4, a chapa laminada a frio assim obtida foi aquecida de forma que a taxa de aquecimento (taxa média de aquecimento) em uma região de temperaturas de 680°C a 750°C foi 0,8°C/s até 18°C/s, o recozimento foi executado a uma temperatura de recozimento AT por 40 segundos, e o resfriamento foi então executado a uma taxa de resfriamento primário mostrada nas Tabelas 3 e 4 como a taxa média de resfriamento a partir da temperatura de recozimento AT até a temperatura do banho de revestimento. Em adição, nesse processo, o tempo para o resfriamento até 480°C ou menos para a imersão no banho de revestimento está mostrado nas Tabelas 3 e 4 como tempo de retenção a 480°C ou menos. Subsequentemente, após um tratamento de ligação ter sido também executado após a galvanização que foi executada por imersão em um banho de galvanização, ou após a galvanização ter sido executada quando o tratamento de ligação não foi executado anteriormente, o resfriamento foi executado até 300°C ou menos de forma que a taxa média de resfriamento a partir da temperatura do banho de revestimento até 300°C foi ajustada até uma taxa de resfriamento secundária mostrada nas Tabelas 3 e 4, e então o tratamento de ligação foi executado após a galvanização, após o tratamento de ligação o resfriamento foi executado até 300°C ou menos de forma que a taxa média de resfriamento desde a temperatura de ligação até 300°C foi
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47/62 ajustada para a taxa de resfriamento secundária mostrada nas Tabelas 3 e 4. A galvanização foi executada a uma temperatura de banho de 460°C e um teor de Al no banho de 0,13%, e o tratamento de ligação foi executado de tal forma que após a imersão no banho de revestimento, o aquecimento foi executado até 480°C a 540°C a uma taxa média de aquecimento de 15°C/s, e a temperatura foi mantida por 10 a 25 segundos de forma que o teor de Fe em uma camada de revestimento foi 9 a 12%. A galvanização foi executada nas duas superfícies de forma que a quantidade galvanizada foi 45 g/m2 por lado. Em adição, a taxa de resfriamento de 300°C até 20°C foi ajustada para 10°C/s. A laminação de têmpera a um alongamento de 0,1% foi executada na chapa de aço galvanizada assim obtida, e foram tiradas amostras.
[0096] Pelos métodos descritos acima, a fração de volume da segunda fase, a razão da fração de volume total de martensita e de γ retido para a segunda fase (razão de martensita e de γ retido na segunda fase), e a razão da fração de volume da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos para a da segunda fase (razão de parte da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos da segunda fase para a segunda fase) foram investigadas. Em adição, os tipos de microestruturas do aço foram identificados por observação com SEM. Além disso, após corpos de prova da JIS n° 5 terem sido obtidos na direção perpendicular à direção de laminação, um teste de tração (de acordo com a JIS Z2241) foi executado, e o YP e a TS foram avaliados. Em adição, pelo método descrito acima, a razão de expansão do furo λ foi avaliada.
[0097] Além disso, usando-se modelos de peças simulando periferias de uma porção de processo de embainhamento em uma porção de soldagem por pontos, a resistência à corrosão de cada chapa de aço foi avaliada. Isto é, após 2 chapas de aço assim obtidas foram sobrepostas entre si e foram colocadas em um estado de contato próximo por solda
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48/62 gem por pontos, e um tratamento de conversão química e de eletrodeposição, que simularam um processo de pintura para um automóvel real, foram também executados, um teste de corrosão foi executado sob condições de ciclo de corrosão de acordo com a SAE J2334. A espessura formada por eletrodeposição foi ajustada para 20 pm. Após a amostra ser submetida a 90 ciclos de corrosão, o produto da corrosão foi removido da amostra, a mudança da espessura foi calculada desde a espessura original medida anteriormente e a perda de espessura por corrosão.
[0098] Os resultados estão mostrados nas Tabelas 3 e 4.
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49/62
Tratamento de ligação sim sim sim sim sim sim não sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim
Condições de recozimento Taxa de Resfriamento secundário (°C/s) 25 25 25 25 25 25 25 25 25 00 50 20 35 20 35 25 30 25 20 20 30 o o 25 25
Tempo de retenção a 480°C ou menos (s) CXI CXI CXI CXI CXI CXI CXI O CXI CXI CXI O LD 00 20 00 LD LD LD O LD o 00 CXI
Taxa de resfriamento primário (°C/s) LD LD LD LD LD LD LD LD LD LD O LD LD LD LD 00 LD LD LD CD LD LD LD
AT (°C) O O 780 820 855 790 790 790 O 780 780 780 780 830 780 780
Taxa de aquecimento (°C/s) 2,0 5,0 00 ó* 2,0 00 CX[ cxT CX[ cxT CX[ cxT CX[ cxT CX[ cxT CX[ cxT LD CX[ cxT 2,0 cxT CX[ CD CX[ LD 0,9 3,8 CX[ LD
Aço n° < m O Q LU o I “3
Chapa de Aço n° CXI CO LD CD 00 o> o CXI CO T- LD CD T- 00 D) 20 CXI 22 23 σι 25
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Microestrutura Tipo de microestrutura + + + + + + [+ + + [+ + + + + [+ + + + + tn + o_ + + 0_ + + + [+ + + + + + + + + [+ + 0_ + + [+ + + + + [+ + + [+ + [+ + + [+ + + [+ + [+ F+M+y
Razão de parte da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos para a segunda fase (%) 1 55 I I 49 I 1x5 (N I 62 I 00 00 1 09 1 1 64 I 1 62 I 1X5 I 54 I I 68 I I 65 I 1 95 I I 92 I CO 1 64 I 1 49 I 1 68 I I 82 I 05 00 94
Razão de martensita e γ retido na segunda fase (%) 1 85 I I 85 I I 88 I I 88 I I 88 I I 06 I I 94 I 1 64 I 1 34 I 1??1 I ioo I I 68 I CO I 65 I I ioo I I ioo I 1X5 1 86 I 1 89 I 1 89 I I ioo I I 66 I I 96 I I ioo I 100
Fração de volume de γ retido (%) 1 LI 1 in CD O I 2,3 I I 2,8 I m cxT CXI cxT I 2,4 I CXI cxT 1 2,4 1 CD_ CD_ in 00_ I 4,0 I I 4,0 I I 4,0 I
Fração de volume de martensita ______(%)______ CXI CN I 2,3 I cxT cxT cxT cxT m cxT O o O I 2,6 I 00 in I 2,4 I 00 CD_ co I 3,2 I co I 5,5 I
Fração de volume de ferrita (%) 1 96,1 | I 96,0 | I 96,0 | I 95,9 | I 95,8 | I 95,8 | I 95,8 | 1 95,5 | σ5 1 95,9 | I 95,1 I I 93,2 I I 94,5 | I 94,3 I I 95,7 I I 95,4 I 1 94,7 I 1 96,3 | 1 96,3 | 1 96,2 1 I 96,9 | I 92.7 I I 92,6 | I 90,5 | 88,5
Fração de volume da segunda Fase (%) I 3,9 I 4,0 I 4,0 I I 4,2 I I 4,2 I 1 4,5 I 1 2,9 I I 4,9 I I 6,8 I CXI in 1X5 I 4,3 I I 4,6 I 1 5,3 I co co 1 5,8 I co CO I 9.5 I ΙΛ
Chapa de Aço n° CXI CO 1x5 CO 1^ CO 05 o CXI CO m CD T- 00 ω 1 20 I CXI I 22 I I 23 I I 24 I 25
51/62
Notas Ex. da invenção | Ex. comparativo | O iCO O c 1 o ico o c £ c o iCO O c £ c Ex. comparativo | Ex. da invenção | Ex. comparativo | Ex. comparativo | Ex. comparativo | Ex. da invenção | Ex. comparativo | Ex. da invenção | Ex. comparativo | o iCO O c 1 o iCO O c £ c o iCO O c £ c o iCO O c £ c o iCO O c £ c Ex. comparativo | o ico o c 1 o iCO O c £ c o ico o c £ c o ico o c £ c invenção
Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i
Perda de espessura por corrosão (mm) 1 0.34 I 1 0,85 | 1 0,35 | 1 0,34 I 1 0,35 | 1 0,35 | 1 0,35 | 1 0,35 | 1 0,35 | 1 0,35 | 1 0,34 I 1 0,34 I 1 0,85 | 1 0,33 | 1 0,33 | I 0,39 | I 0,36 | I 0,36 | I 0,34 I 1 0,35 | 1 0,28 | 1 0,29 | 1 0,30 | I 0,29 | 0,27
Propriedades mecânicas TSxÀ (MPa.%) | 46206 | T- jn LO | 45968 | | 46157 | | 44394 | | 48700 | | 48950 | | 32838 | | 30464 | oi | 49140 | | 46400 | | 46100 | | 53128 | | 50050 | | 38505 | | 50727 | | 49680 | | 50544 | | 49932 | | 45992 | | 45315 | | 43920 | 42624
1 102 1 1 66 1 1 105 I | 108 | o 1 86 I 1 95 I O 00 1 89 I 1 102 I I 105 I | 100 | | 100 | CO O I 85 I | 111 | | 108 | | 108 | | 114 | 1 88 I I 85 I I 08 I CXI
YR (%) CO 1 50 I «3 «3 I 47 I 1 50 I 1 47 I CO 1 89 I 1 09 I 1 47 I 1 50 I I 47 I I 50 I U3 I 47 I σ> I 47 I CO I 50 I σ> cxi jn
TS (MPa) 1 458 I | 456 | | 455 | | 456 | U3 1 458 I | 460 | U3 OI CO 1 462 I | 468 | 3 o I 458 I | 455 | I 453 I U3 | 460 | | 468 | I 438 I 1 534 I | 539 | | 549 | 592
YP (MPa) 219 I 226 | 210 I I 212 I I 215 I 228 | T- OI 270 I 1 285 I 269 | 216 I 1 235 I 219 I 232 | 204 I T- OI 220 | T- OI 219 I 232 | 216 I 1 221 I 223 | 230 | 269
Chapa de Aço n° CXI CO IO <o b- CO CD O OI CO LO CO CO O) I 20 I OI 1 22 1 I 23 I 3 25
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Tratamento de ligação sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim sim
Condições de recozimento Taxa de resfriamento secundário (°C/s) 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25
Tempo de retenção a 480°C ou menos (s) oo CXI m CO oo oo CXI CXI O O CXI CXI CXI m CXI m m m
Taxa de resfriamento primário (°C/s) m O CO IO IO IO IO IO IO IO IO IO IO IO IO IO
(Oo) IV 790 780 780 o 780 780 780 780 780 780 780 780 780 780 780 780 780 780
Taxa de aquecimento (°C/s) 2,8 O CX[ in in O O O in CXI in 2,8 CXI in 10,0 5,0 5,0 2,6 5,0 CXI in
Aço n° —1 2 z o CL o ai ω Ξ) > 5 X >
Chapa n° 26 CN 28 29 30 CO 32 33 34 35 36 CO 38 39 40 42 43
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Tabela 4 (continuação) Microestrutura Tipo de microestrutura F+M+y+B F+M+y F+M+y+B F+M+y+B F+M+y+B F+M+y+B F+M+y+B F+M+y+B F+M+y+B F+M+y+P+B F+M+y+B F+M+y+B F+M+y+B F+M+y+B F+M+y F+M+y F+M+y F+M+y+B
Razão de parte da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos para a segunda fase (%) 05 00 94 (N 80 90 69 86 86 52 49 44 42 82 95 44 40 58
Razão de martensita e γ retido na segunda fase (%) 95 100 92 82 95 86 05 86 05 69 77 80 82 83 100 100 100 54
Fração de volume de γ retido (%) 2,0 CN 2,9 2,4 cq 00 2,0 cq cq 0,9 0,9 0,9 0,9 0,9 0,9 0,9 0,9 CN
Fração de volume de martensita (%) CN CN cq cq 2,0 cq 2,0 2,2 cq 2,8 3,0 3,2 2,5 3,5 3,9 4,0 cq
Fração de volume de ferrita (%) 95,7 95,2 94,9 95,5 95,9 95,8 95.7 95,6 95,6 96,8 95,2 95,1 95,0 95,9 95,6 95,2 95,1 95,9
Fração de volume da segunda fase (%) 4,3 4,8 ui 4.5 CN 4,3 3,2 4,8 4,9 5,0 4,8 4,9
Chapa n° 26 CN 28 29 30 CO 32 33 34 35 36 CO 38 39 40 42 43
54/62 ο 1C0
Ο CO D C
CO Φ X3
CO
Notas invenção invenção invenção invenção invenção invenção invenção invenção invenção ivo ivo ivo ivo ivo ivo ivo ivo ivo
Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati
Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i Ex. da i
Perda de espessura por corrosão (mm) 0,30 0,34 0,30 0,26 0,56 0,35 0,31 0,29 0,30 o 0,43 0,43 0,43 0,53 0,78 0,30 0,31 0,46
Propriedades mecânicas TS x λ (MPa.%) 51520 48760 52212 49258 44786 45900 48510 52555 46512 28665 41400 39818 39695 46725 48941 CO CO 00 47025 29104
λ (%) CXI 105 109 98 100 105 m 102 65 90 86 85 105 109 102 99 68
YR (%) 45 48 46 48 48 48 48 48 46 60 m 52 52 45 58 55 58
TS (MPa) 460 460 455 452 457 459 462 457 456 441 460 463 467 445 449 469 475 425
YP (MPa) 206 219 212 218 220 220 220 212 208 265 236 239 246 208 200 248 261 CXI
Chapa n° 26 CN 28 29 30 CO 32 33 34 35 36 CO 38 39 40 42 43
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0)
0>
O
1CD O
CD o> E
0>
o
1CD O
CD
0>
0>
O
1CD O
CD ω
o>
CD X CD ο 1CD ο CO D C
CO Φ U
CO ro ω c
0>
CD
E
CD o> 't Ê .Φ o
CD o> E
CD
O)
0> ω
0)
E ro co o
1CD O
CD O)
0>
0> ω to
CD cxT
IO
IO CD
IO cxT
CD cxT CD
CO CO
0>
CO
0) •CO
CD
CD X CD
IO CXJ
CXI IO
IO CXJ
IO CXI
CD Q. CD _c o o
•CD
0> E o
0) ω o
I— CD
O
0)
N
CD X CD ω õ
0) E ra
O 1CD
O c 0> -4—* 0>
o Q. E o>
o
0> ω ω ο c φ
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E o
S5 -E o
CXI in
CO CO
CO CD~
IO io CD
IO CD
CD io
CXI
CXI
CXI
CXI
IO CXI
IO CXI
IO CXI
CO io CD
CO IO CD
IO CD
IO io CD
CXI
CD CD
IO CXI
IO CXI
IO CXI
IO CXI
IO CXI
IO CXI
IO CXI
IO CXI
IO CXI
LU
IO IO
CXI IO
CD IO
IO
CXI IO
CXI
IO
CD |58 |AL |1,5
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Notas ivo | ivo ivo ivo ivo ivo ivo ivo ivo ivo Ex. da invenção Ex. da invenção Ex. da invenção Ex. da invenção Ex. da invenção
s CO Q E o o >< LU s CO Q E o o >< LU S CO Q E o o >< LU Ex. com parati Ex. com parati s CO Q E o o >< LU S CO Q E o o >< LU s CO Q E o o >< LU S CO Q E o o >< LU S CO Q E o o >< LU
Perda de espessura por corrosão (mm) 0,30 0,29 0,28 0,29 0,30 0,30 0,30 0,29 0.,34 0,28 0,22 0,24 0,30 0,30 0,27
Propriedades mecânicas TSxX (MPa.%) 48832 42398 38016 38304 46050 44460 44840 43498 50160 29440 44253 46308 44900 45000 45472
sp CXI (0 00 s CO CD 00 D) LD O) LD O) O) O CXI s D) D) CXI o 100 O o 00 D)
YR (%)______ CO ld s 00 LO LD LD O LD O LD LD CO LD o LD O CD ID o CD
TS (MPa) 486 493 594 00 O CD O 468 CN 00 00 450 447 S O 450 S
YP (MPa) CO CXI 264 CO 336 284 235 243 254 292 263 218 209 204 219 202
Microestrutura Tipo de microestrutura + z [+ + z [+ + Z + z [+ + z [+ + + z [+ + z [+ + z [+ + CL + + z [+ + z [+ + + z [+ + + z [+ + z f+m+y+b
Razão de parte da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos para a segunda fase (%) jd o 00 D) LD CD o LD 00 CD CXI CD CD 00 LD D) S LD D)
Razão de martensita e γ retido na segunda fase (%) o o o o o o o o O O LD D) o o O O D) LD O O O 00 O 00 o o 00
Fração de volume de γ retido (%) σ> cd ω c\T c\T CD oi 00 CD c\T CD~ oi O ω σ> CD CD~ oi c\T
Chapa n° jd CD 00 O o LD LD CXI LD CO LD s LD LD CD LD LD 00 LD
CO
CO
CO
Φ
Φ
CO
CO
Φ
CO « c o?
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Microestrutura Fração de volume de γ retido (%) 0,9 CO ei ei 2,0 00 ó* ei 2,0 O 1,4 ω σ> cq 2,0 2,4
Fração de volume de martensita (%) 2,0 5,3 9,5 9,6 2,5 3,2 2,3 ei O CO 1,7 ei 2,0 00 2,4
Fração de volume de ferrita (%) o> 92,9 00~ 00 O 00 00 95,5 95,7 95,6 95,6 100,0 94,9 96,6 95,0 95,5 96,2 94,1
Fração de volume da segunda fase (%)___________ 2,9 7,1 σ> 12,0 LO~ 00 4,4 4,4 o LO 3,5 5,0 LO~ 3,8 5,9
Tratamento de ligação LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS LUIS
5 c Φ E N O O E Φ o CO Φ tO Taxa de resfriamento secundário (w__ 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25 25
Tempo de retenção a 480°C ou menos (s) CXI CXI CXI CXI CXI CXI O O CXI CXI CXI CXI CXI CXI CXI
Taxa de resfriamento primário (w__ LO LO LO LO LO LO LO LO LO LO LO LO LO m
o c o o AT (°C) 790 780 780 o 780 780 780 780 780 780 790 790 790 o o 00 o o CO
Taxa de aquecimento (°C/s) 5,2 5,2 2,0 5,0 LO 5,2 2,0 5,0 5,0 5,0 LO~ LO~ LO~ LO~ in
'c o < N AA AB AC αν AE AF AG AH < AJ AK _l <
'c CO Q. CO £ o 44 JO CO 47 00 O OS LO 52 53 s 55 56 LO 58
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Notas o > o > o > o > o > o > o > o > o > o > Ex. da invenção Ex. da invenção Ex. da invenção Ex. da invenção Ex. da invenção
Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati Ex. com parati
Perda de espessura por corrosão (mm) 0,30 0,29 0,28 0,29 0,30 0,30 0,30 0,29 0,34 0,28 0,22 0,24 0,30 0,30 0,27
Propriedades mecânicas TS x λ (MPa.%) 48832 42398 38016 38304 46050 44460 44840 43498 50160 29440 44253 46308 44900 45000 45472
λ (%) CXI CO CO CD CO CD CO 05 1X5 05 1X5 05 05 120 CD 05 05 102 100 100 CO 05
YR (%) CO LO LO CO IO IO IO O 1X5 O 1X5 1X5 CO LO o ío ω CD m CD
TS (MPa) 486 493 594 608 470 468 472 478 418 450 447 454 449 450 464
YP (MPa) 231 264 314 336 284 235 243 254 292 263 218 209 204 219 202
Microestrutura Tipo de microestrutura + + + + + [+ + + [+ + + + CL + + [+ + [+ + + [+ + + [+ + F+M+y+B
Razão de parte da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos para a segunda fase (%) ω m o CO 05 1X5 CO ω m CO CO CXI CD CO CO 1X5 05 CD 1X5 05
Razão de martensita e γ retido na segunda fase (%) 100 100 100 100 100 1X5 05 100 100 05 1X5 100 o CO O CO 100 CO
Chapa n° m CD 00 ω o 1X5 1X5 CXI LO CO LO LO 1X5 1X5 CO 1X5 1X5 CO 1X5
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59/62 [0099] Comparado com o aço convencional no qual os teores de Cr, Mn e P não são adequadamente controlados, a perda de espessura por corrosão da chapa de aço do exemplo da invenção é significativamente diminuída, e, em adição, comparado com o aço tendo um baixo Mn equivalente, o aço contendo uma grande quantidade de Mn, o aço contendo Mo, ou o aço no qual a taxa de aquecimento no recozimento não é adequadamente controlada, o aço tendo o mesmo nível de TS do exemplo da invenção tem uma alta razão de expansão de furo bem como um baixo YP, isto é, um baixo YR.
[00100] Isto é, aço convencional V e W contendo uma grande quantidade de Cr cada um tem uma perda de espessura por corrosão consideravelmente grande em uma faixa de 0,53 a 0,78 mm. Uma vez que a vida da resistência à formação de furo desse tipo de aço é diminuída em 1 a 2,5 anos, esse aço é difícil de ser aplicado a painéis expostos. Em adição, no aço T, U e Y nos quais embora o teor de Cr seja menor que 0,40%, os teores de P e Mn não são adequadamente controlados, a perda de espessura por corrosão é levemente grande, tal como 0,43 a 0,46 mm. Por outro lado, a perda de espessura por corrosão do aço da invenção é significativamente diminuída para 0,22 a 0,39 mm. Embora não mostrado nas tabelas, quando a avaliação da resistência à corrosão foi também executada na 340BH convencional, sua perda de espessura por corrosão foi 0,34 a 0,37 mm. Em adição, a composição química desse aço (340BH convencional) foi como segue: 0,002% de C, 0,01% de Si, 0,4% de Mn, 0,05% de P, 0,008% de S, 0,04% de Cr, 0,06% de sol. Al, 0,01% de Nb, 0,0018% de N, e 0,0008% de B. Conforme descrito acima, foi descoberto que o aço da invenção tem uma resistência à corrosão aproximadamente equivalente à do aço convencional. Entre as chapas de aço descritas acima, o aço no qual a quantidade de Cr é ajustada para menos de 0,30%, os aços G, Η, I, J, e K nos quais uma grande quantidade de P é adicionada enquanto a quantidade
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60/62 de Cr é também diminuída, e os aços M, R, e S nos quais além da diminuição da quantidade de Cr e da adição de uma grande quantidade de P, Ce, Ca, e La são coletivamente adicionadas também têm boa resistência à corrosão, e no aço N no qual Cu e Ni são coletivamente adicionados, sua resistência à corrosão é particularmente excelente.
[00101] No aço tendo resistência à corrosão melhorada pela diminuição da quantidade de Cr e controle adequado da quantidade de P, quando o Mn equivalente, as quantidades de Mn e Mo ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*), e a taxa de aquecimento no recozimento são também adequadamente controlados, a geração de perlita e/ou bainita é também suprimida, a razão de parte da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos é alta, e um baixo YP ser obtido enquanto uma alta capacidade de flangeamento com dilatação é mantida. Por exemplo, o aço A obtido a uma taxa de aquecimento de menos de 5,0°C/s no recozimento tem TS da classe de 440 MPa e mostra um baixo YP de 220 MPa ou menos, um baixo YR de 49% ou menos, e um alto TS x λ (razão de expansão de furo) de 38.000 MPa ou mais. Nos aços B e C, as quantidades de P e B são aumentadas enquanto a quantidade de Mo é diminuída, e ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) é sequencialmente diminuído ao mesmo Mn equivalente. Quando o aço A, o aço B e o aço C são comparados entre si à mesma taxa de aquecimento, a razão da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos é aumentada, e o YP é diminuído na ordem aço A, aço B e aço C. Em adição, dos aços D e E, foi descoberto que quando [Mneq] > 2,2 vezes, a razão de martensita e de γ retido na segunda fase é aumentada, e um baixo YP e alta TS x λ (razão de expansão de furo) são obtidos, e que quando o [Mneq] é aumentado enquanto ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) é controlado na faixa da presente invenção, YP é também diminuído, e ο λ é melhorado.
Petição 870190025757, de 18/03/2019, pág. 66/75
61/62 [00102] Em adição, nos aços G (aço com TS; 390 MPa), H (aço com TS:490 MPa), I (aço com TS: 540 MPa), e J (aço com TS: 590 MPa) nos quais a quantidade de C é sequencialmente aumentada, por um aumento na TS, YS é aumentado, e λ é diminuído; entretanto, ao mesmo nível de resistência, o aço acima tem um baixo YP bem como uma alta TS x λ (razão de expansão de furo) equivalente a ou maior que a do aço convencional no qual as quantidades de Mn e Mo e ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) não são controladas. [00103] Em cada uma das chapas de aço dos exemplos da invenção mostrados nas tabelas 3 e 4, 80% ou mais da segunda fase são gerados nas bordas dos grãos de ferrita, e foi descoberto que para diminuir o YP enquanto uma alta capacidade de flangeamento com dilatação é mantida, a razão da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos entre as bordas dos grãos de ferrita deve ser aumentada.
[00104] Quando a temperatura de recozimento, a taxa de aquecimento no recozimento, a taxa de resfriamento primário, o tempo de retenção em uma região de temperaturas de 480°C ou menos, e a taxa de resfriamento secundário estão em faixas predeterminadas, o aço na faixa da presente invenção tem uma forma microestrutural predeterminada, e uma boa qualidade do material é obtida. Em particular, quando a taxa de aquecimento no recozimento é diminuída, e o tempo de retenção em uma região de temperaturas de 480°C ou menos é diminuído, a razão da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos é aumentada, e então um YP infe-rior e uma maior razão de expansão de furo λ pode ser obtida.
[00105] Por outro lado, os aços T e Y, nos quais [Mneq] não é adequadamente controlado, têm um alto YP e uma baixa razão de expansão de furo λ. O aço U no qual embora [Mneq] é adequadamente controlado, ([%Mn] + 3,3[%Mo])/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) não é ade
Petição 870190025757, de 18/03/2019, pág. 67/75
62/62 quadamente controlado e tem um alto YP. O aço AC no qual P é adicionado excessivamente, tem um alto YP. O aço AD no qual uma grande quantidade de Mo é adicionada tem um alto YP. Os aços AE, AF e AG, nos quais Ti, C e N não são adequadamente controlados, têm, cada um, um alto YP.
Aplicabilidade Industrial [00106] De acordo com a presente invenção, uma chapa de aço galvanizada de alta resistência tendo excelente resistência à corrosão, um baixo YP, e uma alta razão de expansão de furo pode ser produzida a um baixo custo. Uma vez que a chapa de aço galvanizada de alta resistência conforme a presente invenção tem excelente resistência à corrosão, e excelente capacidade de flangeamento com dilatação, um aumento na resistência a uma diminuição na espessura das peças automotivas podem ser alcançados.

Claims (6)

  1. REIVINDICAÇÕES
    1. Chapa de aço galvanizada de alta resistência, caracterizada pelo fato de que compreende: como composição química do aço, em uma base de percentual em massa:
    mais de 0,015% a menos de 0,10% de C,
    0,5% ou menos de Si,
    1,0 a 1,9% de Mn,
    0,015% a 0,050% de P,
    0,03% ou menos de S,
    0,01% a 0,5% de sol. Al,
    0,005% ou menos de N, menos de 0,30% de Cr,
    0,005% ou menos de B, menos de 0,15% de Mo,
    0,4% ou menos de V, menos de 0,020% de Ti, e o saldo sendo ferro e as inevitáveis impurezas, na qual 2,2 < [Mneq] < 3,1, [%Mn] + 3,3[%Mo] < 1,9 e ([%Mn] + 3,3[%Mo] )/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) < 3,5 são satisfeitas, em que, como microestrutura do aço, ferrita e uma segunda fase estão presentes, a fração de volume da segunda fase é 2% a 12%, a segunda fase inclui martensita tendo uma fração de volume de 1% a 10% e γ retido tendo uma fração de volume de 0% a 5%, a razão da fração de volume total de martensita e γ retido para a da segunda fase é 70% ou mais, e a razão da fração de volume da segunda fase presente nos pontos triplos das bordas dos grãos para a da segunda fase é 50% ou mais, em que [Mneq] indica [%Mn] + 1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B* + 2[%V] + 3,3[%Mo], B* indica [%B] + [%Ti]/48 x 10,8 x 0,9 + [%AI]/27 x 10,8 x 0,025, [%Mn], [%Cr], [%P], [%B], [%Ti], [%AI], [%V] e [%Mo] in
    Petição 870190025757, de 18/03/2019, pág. 69/75
  2. 2/3 dicam os teores de Mn,Cr, P, B, Ti, sol.AI, V e Mo respectivamente, [%B] = 0 é representado por B* = 0, e B* > 0,0022 é representado por B* = 0,0022.
    2. Chapa de aço galvanizada de alta resistência, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que ([%Mn] + 3,3[%Mo] )/(1,3[%Cr] + 8[%P] + 150B*) < 2,8 vezes.
  3. 3. Chapa de aço galvanizada de alta resistência, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que compreende ainda, em uma base de percentual em massa, pelo menos um entre:
    menos de 0,02% de Nb,
    0,15% ou menos de W, e
    0,1% ou menos de Zr.
  4. 4. Chapa de aço galvanizada de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, caracterizada pelo fato de que compreende ainda, em uma base de percentual em massa, pelo menos um elemento entre:
    0,5% ou menos de Cu,
    0,5% ou menos de Ni,
    0,01% ou menos de Ca,
    0,01% ou menos de Ce,
    0,01% ou menos de La, e
    0,01% ou menos de Mg.
  5. 5. Chapa de aço galvanizada de alta resistência, de acordo com uma das reivindicações 1 a 4, caracterizada pelo fato de compreende ainda, em uma base de percentual em massa, pelo menos um elemento entre:
    0,2% ou menos de Sn, e
    0,2% ou menos de Sb.
  6. 6. Método para produção de uma chapa de aço galvanizada
    Petição 870190025757, de 18/03/2019, pág. 70/75
    3/3 de alta resistência, caracterizado pelo fato de que compreende as etapas de:
    executar laminação a quente e laminação a frio de uma placa de aço tendo a composição química, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 5; então, em uma linha de galvanização contínua (CGL), executar o aquecimento em uma faixa de 680°C a 750°C a uma taxa média de aquecimento de menos de 5,0°C/s; subsequentemente executar recozimento a uma temperatura de recozimento em uma faixa de 750°C a 830°C;
    executar resfriamento de modo a ajustar a taxa média de resfriamento a partir da temperatura de recozimento até a imersão em um banho de galvanização para 2°C/s a 30°C/s e de modo a ajustar o tempo de retenção em uma região de temperaturas de 480°C ou menos durante o resfriamento para 30 segundos ou menos; então executar a galvanização pela imersão no banho de galvanização; e executar resfriamento até 300°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 5°C/s a 100°C/s após a galvanização, ou também executar um tratamento de ligação após a galvanização, e executar o resfriamento até 300°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 5°C/s a 100°C/s após o tratamento de ligação.
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Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5862002B2 (ja) * 2010-09-30 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN103842545A (zh) * 2011-09-28 2014-06-04 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
TWI499675B (zh) * 2011-09-30 2015-09-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent resistance to delayed breaking characteristics and a method for manufacturing the same
BR112014007498B1 (pt) 2011-09-30 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço galvanizado a quente de alta resistência e método de produção da mesma
US9945013B2 (en) 2012-01-13 2018-04-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing hot stamped steel
DE102012006017A1 (de) * 2012-03-20 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
ES2892350T3 (es) * 2012-04-05 2022-02-03 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de acero que presenta bajo contenido de Si
KR101482359B1 (ko) 2012-12-27 2015-01-13 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법
JP5821861B2 (ja) * 2013-01-23 2015-11-24 新日鐵住金株式会社 外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
BR112016027395B1 (pt) 2014-05-28 2020-05-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a quente e método de produção da mesma
KR101561008B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101795918B1 (ko) 2015-07-24 2017-11-10 주식회사 포스코 내시효성 및 소부경화성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101767818B1 (ko) * 2016-03-08 2017-08-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102165051B1 (ko) * 2016-03-31 2020-10-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 도금 강판, 그리고, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
MX2019009600A (es) 2017-02-13 2019-10-14 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio y metodo para fabricar la misma.
CN109097705B (zh) * 2018-09-26 2020-05-26 武汉钢铁有限公司 一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法
KR102276233B1 (ko) * 2018-11-30 2021-07-12 주식회사 포스코 저농도 황산/염산 복합 응축 분위기에서 내식성을 갖는 강판 및 그 제조방법
WO2020111782A1 (ko) * 2018-11-30 2020-06-04 주식회사 포스코 저농도 황산/염산 복합 응축 분위기에서 내식성을 갖는 강판 및 그 제조방법
US10984808B2 (en) * 2019-07-09 2021-04-20 Blackberry Limited Method for multi-stage compression in sub-band processing
CN117305694B (zh) * 2022-06-22 2026-04-10 宝山钢铁股份有限公司 一种800MPa级热基镀锌复相钢板及其制造方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS55122821A (en) * 1979-03-15 1980-09-20 Kawasaki Steel Corp Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with high workability
JPS5741349A (en) 1980-08-27 1982-03-08 Nippon Steel Corp Cold rolled steel plate with high strength and deep drawability
JPS5757945A (en) 1980-09-26 1982-04-07 Aisin Warner Ltd Hydraulic pressure control unit to automatic transmission
JPS6240405A (ja) 1985-08-19 1987-02-21 Fujikura Ltd パワ−伝送用ライトガイドの入射端部構造
JP2535899B2 (ja) * 1987-04-08 1996-09-18 大同特殊鋼株式会社 構造用鋼
JP2695283B2 (ja) * 1990-10-19 1997-12-24 川崎製鉄株式会社 スケール密着性の良好なｈ形鋼
JPH08134591A (ja) 1994-11-02 1996-05-28 Kobe Steel Ltd プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製法
JPH10259448A (ja) * 1997-03-21 1998-09-29 Kobe Steel Ltd 静的吸収エネルギー及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法
JPH11350064A (ja) * 1998-06-08 1999-12-21 Kobe Steel Ltd 形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法
JP3750789B2 (ja) * 1999-11-19 2006-03-01 株式会社神戸製鋼所 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4265545B2 (ja) * 2000-02-29 2009-05-20 Ｊｆｅスチール株式会社 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
US6676774B2 (en) * 2000-04-07 2004-01-13 Jfe Steel Corporation Hot rolled steel plate and cold rolled steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics
JP3613129B2 (ja) 2000-04-25 2005-01-26 住友金属工業株式会社 成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板及びその製造方法
JP4358418B2 (ja) * 2000-09-04 2009-11-04 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板とその製造方法
JP3905318B2 (ja) * 2001-02-06 2007-04-18 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた冷延鋼板、その鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4525383B2 (ja) * 2005-02-25 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化特性に優れる低降伏比高強度鋼板およびその製造方法
JP4577100B2 (ja) * 2005-06-07 2010-11-10 住友金属工業株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板と製造方法
JP5157146B2 (ja) * 2006-01-11 2013-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
JP4786521B2 (ja) 2006-06-12 2011-10-05 新日本製鐵株式会社 加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法
CN101265553B (zh) * 2007-03-15 2011-01-19 株式会社神户制钢所 挤压加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
JP5272547B2 (ja) * 2007-07-11 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4623233B2 (ja) * 2009-02-02 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

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