BR112013026849B1

BR112013026849B1 - Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo e método para produção da mesma

Info

Publication number: BR112013026849B1
Application number: BR112013026849-2A
Authority: BR
Inventors: Yuri Toda; Riki Okamoto; Nobuhiro Fujita; Kohichi Sano; Hiroshi Yoshida; Toshio Ogawa
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Priority date: 2011-04-21
Filing date: 2012-04-19
Publication date: 2019-03-19
Also published as: US20160369383A1; CN103492599A; US20140044989A1; RU2013151802A; MX2013012116A; KR20130135348A; CA2832176A1; EP2700728A4; JPWO2012144567A1; WO2012144567A1; EP2700728B1; ES2654055T3; US9458520B2; JP5397569B2; TWI461546B; CN103492599B; US10066283B2; PL2700728T3; KR101570593B1; EP2700728A1

Abstract

resumo patente de invenção: "chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo e método para produção da mesma[ljs1]". a presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo que contém c: 0,01 a 0,4%; si: 0,001 a 2,5%; mn: 0,001 a 4,0%; p: 0,001 a 0,15%; s: 0,0005 a 0,03%; al: 0,001 a 2,0%; n: 0,0005 a 0,01%; e o: 0,0005 a 0,01%; na qual si + al é limitado a menos de 1,0%, e o equilíbrio sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, na qual em uma porção central da espessura da chapa, o valor médio das densidades polo do grupo de orientações {100}<011> a {223}<110> é 5,0 ou menos, e a densidade do polo da orientação de cristal {332}<113> é 4,0 ou menos, a estrutura metálica contém 5 a 80% de ferrita, 5 a 80% de bainita, e 1% ou menos de martensita em termos de uma razão de área e o total de martensita, perlita, e austenita retida é 5% ou menos, e o valor r (rc) em uma direção perpendicular à direção de laminação é 0,70 ou mais e o valor r (r30) em uma direção a 30° da direção de laminação é 1,10 ou menos.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO LAMINADA A FRIO DE ALTA RESISTÊNCIA TENDO EXCELENTES ALONGAMENTO UNIFORME E CAPACIDADE DE EXPANSÃO DE FURO E MÉTODO PARA PRODUÇÃO DA MESMA.

Campo Técnico

A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo que é usado principalmente para peças de automóveis e similares, e método de produção da mesma.

Esse pedido tem base na, e reivindica o benefício de prioridade sobre o Pedido de Patente Japonesa n° 2011-095254, depositada em 21 de abril de 2011, cujo teor completo está incorporado aqui como referência.

Antecedentes da Técnica

Para reduzir a emissão de gás dióxido de carbono pelos automóveis, foi promovida uma redução no peso dos chassis de automóvel usando-se chapas de aço de alta resistência. Além disso, para também garantir a segurança de um passageiro, uma chapa de aço de alta resistência tem sido crescentemente usada para um chassi de automóvel em adição à chapa de aço macio. Para também promover a redução no peso dos chassis de automóveis a partir de agora, a resistência da chapa de aço de alta resistência tem que ser aumentada mais do que o convencional.

Para usar a chapa de aço de alta resistência para uma peça inferior, por exemplo, a capacidade de trabalho de rebarbação tem que ser melhorada em particular. Entretanto, quando uma chapa de aço tem a resistência aumentada, em geral a capacidade de conformação diminui, e o alongamento uniforme, que é importante para a estampagem e expansão interna, diminui.

No Documento Não de Patente 1, é descrito um método no qual austenita é deixada permanecer em uma estrutura de chapa de aço para garantir o alongamento uniforme. Além disso, no Documento de Não Patente 2, é descrito um método para garantir o alongamento uniforme com a mesma resistência tomando complexa a estrutura metálica da capa de aço.

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Entretanto, é também descrito o controle de uma estrutura metálica que melhora a ductilidade local necessária para o dobramento, expansão de furo e rebarbação. O Documento Não de Patente 3 descreve que controlando-se as inclusões, tomando-se a estrutura uniforme e também diminuindo-se a diferença de dureza entre as estruturas são medidas eficazes para melhoria da capacidade de dobramento e de expansão de furo.

Este é um método para melhorar a capacidade de expansão de furo por tomar a estrutura uniforme pelo controle da estrutura, mas para tornar a estrutura uniforme, um tratamento térmico a partir de uma fase única austenita se toma uma base conforme descrito m Documento Não de Patente 4.

Para alcançar a realização da resistência e da ductilidade, o Documento Não de Patente 4 descreve que a estrutura da transformação é controlada pelo controle do resfriamento, obtendo assim frações adequadas de ferrita e bainita. Entretanto, todos os casos são para melhorar a capacidade de deformação local contando com o controle da estrutura, e as propriedades desejadas são grandemente afetadas pelo modo como a estrutura é formada.

Entretanto, como método para melhorar um material de uma chapa de aço laminada a quente, é descrita uma técnica de aumentar a quantidade de redução na laminação a quente contínua. Isto é o que é chamado de técnica de tornar finos os grãos de cristal, na qual uma redução pesada é executada a uma temperatura tão baixa quanto possível em uma região austenita e austenita não recristalizada é transformada em ferrita, para tomar finos os grãos de cristal de ferrita, que é a fase principal de um produto.

O Documento Não de Patente 5 descreve que, por esse refino de grão, são almejados o aumento da resistência e o aumento da tenacidade. Entretanto, o Documento Não de Patente 5 não dá atenção à melhora da capacidade de expansão de furo, que se deseja resolver pela presente invenção, e não descreve também um recurso aplicado á chapa de aço laminada a frio.

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Documentos da Técnica Anterio

Documentos Não de Patente

Documento Não de Patente 1: Takahashi, Nippon Steel Technical Report (2003) n° 378, pg. 7

Documento Não de Patente 2: O. Matsumura et al., Trans. ISIJ (1987) vol. 27, pg. 570

Documento Não de Patente 3: Kato et al., Steelmaking Research (1984) vol. 312, pg. 41

Documento Não de Patente 4: K. Sugimoto et al., (2000) Vol. 40, pg. 920

Documento Não de Patente 5: Nakayama Steel Works, Ltd. NFG Catalog

Descrição da Invenção

Problemas a serem Resolvidos pela Invenção

Conforme descrito acima, executando-se o controle da estrutura inclusive das inclusões é o método principal para melhorar a performance da ductilidade local de uma chapa de aço de alta resistência. Entretanto, uma vez que o controle da estrutura é executado, a forma dos precipitados e das frações de ferrita e bainita precisa ser controlada, e é essencial limitar a estrutura do metal para ser a base.

Assim, a presente invenção tem uma tarefa para melhorar o alongamento uniforme e a capacidade de trabalho de rebarbação de uma chapa de aço de alta resistência e melhorar também a anisotropia na chapa de aço pelo controle das frações e forma de uma estrutura metálica para ser a base e controlando a textura. A presente invenção tem o objetivo de fornecer uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo que resolva essa tarefa, e um método para produção da mesma.

Meios para Resolver os Problemas

Os presentes inventores examinaram seriamente um método para resolver a tarefa acima descrita. Como resultado, foi descoberto que quando as condições de laminação e as condições de resfriamento são con

4/60 troladas para as faixas exigidas para formar uma textura predeterminada e a estrutura da chapa de aço, uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de trabalho isotrópica pode ser assim produzida.

A presente invenção é feita com base no conhecimento descrito acima e sua essência é como segue.

Uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão e furo contém, em % em massa,

C: 0,01 a 0,4%;

Si: 0,001 a 2,5%;

Mn: 0,001 a 4,0%;

P: 0,001 a 0,15%;

S: 0,0005 a 0,03%;

Al: 0,001 a 2,0%;

N: 0,0005 a 0,01%; e

O: 0,0005 a 0,01%; no qual Si + Al é limitado a menos de 1,0%, e o equilíbrio sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, na qual em uma porção de centro de espessura da chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, o valor médio das densidades polo do grupo de orientações {100}<011 > a {223}<110> representado pelas respectivas orientações de cristal de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, e {223}<110> é 5,0 ou menos, e a densidade polo da orientação de cristal {332}<113> é 4,0 ou menos, a estrutura metálica contém 5 a 80% de ferrita, 5 a 80% de bainita, e 1% ou menos de martensita em termos de uma razão de área e o total de martensita, perlita, e austenita retida é 5% ou menos, e o valor r (rC) em uma direção perpendicular à direção de laminação é 0,70 ou mais e o valor r (r30) em uma direção a 30°a partir da direção

5/60 de laminação é 1,10 ou menos.

A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 1, na qual o valor r (rl_) na direção de laminação é 0,70 ou mais e o valor r (r60) em uma direção a 60°a partir da direção de laminação e 1,10 ou menos.

A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 1, na qual na estrutura metálica, o diâmetro médio dos grãos de cristal é 7 μηρί ou menos, e o valor médio da razão, nos grãos de cristal, do comprimento dL na direção de laminação para o comprimento dt na direção da espessura da chapa: dL/dt é 3,0 ou menos.

A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 1, também contém um tipo ou dois ou mais tipos de elementos entre em % em massa,

Ti: 0,001 a 0,2%,

Nb: 0,001 a 0,2%,

B: 0,0001 a 0,005%,

Mg: 0,0001 a 0,01%,

REM: 0,0001 a 0,1%,

Ca: 0,0001 a 0,01%,

Mo: 0,001 a 1,0%,

Cr: 0,001 a 2,0%,

V: 0,001 a 1,0%,

Ni: 0,001 a 2,0%,

Cu: 0,001 a 2,0%,

Zr: 0,0001 a 0,2%,

W: 0,001 a 1,0%,

As: 0,0001 a 0,5%,

Co: 0,0001 a 1,0%,

Sn: 0,0001 a 0,2%,

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Pb: 0,001 a 0,1%,

Y: 0,001 a 0,10%, e

Hf: 0,001 a 0,10%.

A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 1, na qual é executada galvanização por imersão a quente na superfície.

A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 1, na qual, após a galvanização por imersão a quente, é executado um tratamento de ligação a 450 a 600*0.

Um método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo inclui:

em um bloco de aço contendo, em % em massa

C: 0,01 a 0,4%;

Si: 0,001 a 2,5%;

Mn: 0,001 a 4,0%;

P: 0,001 a 0,15%;

S: 0,0005 a 0,03%;

Al: 0,001 a 2,0%;

N: 0,0005 a 0,01%; e

O: 0,0005 q 0,01%; na qual Si + Al é limitado a menos de 1,0%, e o equilíbrio sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, executar inicialmente a laminação a quente, na qual a laminação a uma razão de redução de 40% ou mais é executada uma vez ou mais em uma faixa de temperaturas de não menos que 1000*0 nem mais que 12000;

ajustar o diâmetro do grão de austenita para 200 μιτι ou menos pela primeira laminação a quente;

executar a segunda laminação a quente na qual a laminação a

7/60 uma razão de redução de 30% ou mais é executada em um passe pelo menos uma vez em uma região de temperaturas de não menos que a temperatura T1+ 30*0 nem mais que T1 + 200*0 determinada p ela Expressão (1) abaixo;

ajustar a razão de redução total na segunda laminação a quente a 50% ou mais;

executar a redução final a uma razão de redução de 30% ou mais na segunda laminação a quente e, então, iniciar o resfriamento primário pré-laminação a frio de tal maneira que o tempo de espera t segundos satisfaça a Expressão (2) abaixo;

ajustar a taxa média de resfriamento no resfriamento primário para 50°C/s ou mais e executar o resfriamento primário de maneira que a mudança na temperatura esteja em uma faixa de não menos que 40*0 nem mais que 140*C;

executar a laminação a frio a uma razão de redução de não menos que 30% nem mais que 70%;

executar aquecimento até uma região de temperaturas de 700*0 a 900Ό e executar a retenção por não menos que1 se gundo nem mais que 1000 segundos;

executar o resfriamento primário após a laminação a frio até uma região de temperaturas de 580 a 750*0 a uma taxa mé dia de resfriamento de 12°C/s ou menos;

executar o resfriamento secundário após a laminação a frio até uma região de temperaturas de 350 a 500*0 a uma taxa média de resfriamento de 4 a 300*C/s; e executar um tratamento térmico de envelhecimento no qual é executada a retenção por não menos que 12 segundos satisfazendo a Expressão (4) abaixo nem mais que 400 s em uma região de temperatura de não menos que 350*0 nem mais que 500*0.

T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10xCr+ 100xMo + 100 xV ··· (1)

Aqui, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, e V cada um representa o teor

8/60 do elemento (% em massa).

t 2,5 x t1 - (2)

Aqui, t1 é obtido pela Expressão (3) abaixo.

t1 = 0,001 x ((Tf - T1) x P1/100)² - 0,109 x ((Tf - T1) x P1/100) + 3,1 ··· (3)

Aqui, na Expressão (3) acima, Tf representa a temperatura do bloco de aço obtida após a redução final a uma razão de redução de 30% ou mais e P1 representa a razão de redução da redução final a 30% ou mais.

Iog(t2) = 0,0002(T2 - 425)² + 1,18 ... (4)

Aqui, T2 representa a temperatura do tratamento de envelhecimento, e o valor máximo de t2 é ajustado para 400.

O método de produção de chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 7, também inclui:

após executa o resfriamento primário da pré-laminação a frio, executar a o resfriamento secundário da pré-laminação a frio até uma temperatura de parada do resfriamento de 600*C ou meno s, a uma taxa média de resfriamento de 10 a SOOO/s antes de executar a laminação a frio, e executar o bobinamento a 600Ό ou menos para obter uma chapa de aço laminada a quente.

O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 7, no qual a razão total de produção em uma faixa de temperaturas de menos de T1 + 30*C é 3 0% ou menos .

O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 7, no qual o tempo de espera t segundos também satisfaz a Expressão (2a) abaixo.

t < t1 · (2a)

O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 7, no qual o tempo de espera t segundos

9/60 também satisfaz a Expressão (2b) abaixo.

t1 t t1 x 2,5 ··· (2b)

O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 7, no qual o resfriamento primário póslaminação a quente é iniciado entre as cadeiras de laminação.

O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 7, no qual quando o aquecimento executado até a região de temperaturas de 700 a 900Ό ap ós a laminação a frio, uma taxa média de aquecimento de não menos que a temperatura ambiente nem maior que 650°C é ajustada para HR1 (°C/s) Expressa pela Expressão (5) abaixo, e uma taxa média de aquecimento de mais de 650*0 a 70 0*0 até 900*C é ajustada para HR2 (*C/s) expressa pela Expr essão (6) abaixo .

HR1 0,3 ... (5)

HR2 0,5 x HR1 ... (6)

O método de produção de chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 7, também inclui executar galvanização por imersão a quente na superfície.

O método de produção de chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo conforme o item 14, também inclui executar um tratamento de ligação a 450 a 600°C após a execução da galvanização por imersão a quente.

Efeito da Invenção

De acordo com a presente invenção, é possível fornecer uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência que não seja grande em anisotropia mesmo quando Nb, Ti, e/ou similares são adicionados e tem excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo.

Breve Descrição dos Desenhos

10/60 [A FIG. 1 é uma vista explicativa de uma linha contínua de laminação a quente.

Modo para Execução da Invenção

Doravante a presente invenção será explicada em detalhes.

Inicialmente, será explicada uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo da presente invenção, (que doravante será algumas vezes chamada de chapa de aço da presente invenção).

(Orientação do Cristal)

Na chapa de aço da presente invenção, o valor médiod das densidades polo do grupo de orientações {100}<011> a {223}<110> em uma porção central da espessura da chapa sendo a faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço é um valor característica particularmente importante. Desde que o valor médio das densidades polo do grupo de orientações {100}<011> a {223}<110> é 5,0 ou menos quando a difração de raio X é executada na porção central da espessura da chapa sendo a faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço para obter as densidades polo das respectivas orientações, é possível satisfazer o raio de dobramento da espessura da chapa 1,5 que é exigido para trabalhar uma pela estrutural requerida nos últimos anos.

Quando o valor médio descrito acima excede 5,0, a anisotropia as propriedades mecânicas da chapa de aço se torna extremamente forte, e assim a capacidade de deformação local é melhorada em apenas uma certa direção, mas um material em uma direção diferente dela deteriora significativamente, resultando em que se toma impossível satisfazer a espessura da chapa/raio de dobramento 1,5.

O valor médio das densidades polo do grupo de orientações {100}<011> a {223}<110> é desejavelmente 4,0 ou menos. Quando uma capacidade de expansão de furo mais excelente e pequena capacidade de dobramento limitado são exigidos, o valor médio acima descrito é desejavelmente 3,0 ou menos.

Por outro lado, quando o valor médio acima descrito se toma

11/60 menor que 0,5 , que é difícil de ser alcançado em um processo geral de laminação a quente contínuo atual, a deterioração da capacidade de deformação local é interessado, de forma que o valor médio descrito acima é preferivelmente 0,5 ou mais.

As orientações {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, e {223}<110> estão incluídas no grupo de orientações {100}<011 > a {223}< 110>.

A densidade polo é sinônimo de razão de intensidade aleatória de raio X. A densidade polo (razão de intensidade aleatória de raio X) é o valor numérico obtido medindo-se as intensidades de raio X de uma amostra padrão não tendo acumulação em uma orientação específica e uma amostra de teste sob as mesmas condições pela difratometria de raio X ou similar e dividindo a intensidade de raio X obtida da amostra de teste pela intensidade de raio X da amostra padrão. Essa densidade polo é medida usando-se um dispositivo de difração de raio X EBSD (Difração de retrodispersão eletrônica), ou similar. Além disso, ela pode ser medida por um método EBSP (Padrão de retrodispersão eletrônica) ou um método ECP (Padrão de canalização eletrônica). Ela pode ser obtida a partir de uma textura tridimensional calculada por um método vetor com base em uma figura polo de {110}, ou pode ser também obtida a partir de uma textura tridimensional calculada por uma série de métodos de expansão usando uma pluralidade (preferivelmente três ou mais) de figuras polo entre as figuras polo de {110}, {100}, {211}, e {310}.

Por exemplo, para a densidade polo de cada uma das orientações de cristal descritas acima, cada uma das intensidades de (001 )[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10], e (223)[1-10] a uma seção transversal φ2 = 45° na textura tridimensional (ODF) pode ser usado como está.

No grupo de orientações {100}<011 > a {223}<110> é uma média aritmética das densidades polo dessas orientações. Quando é impossível obter todas as intensidades dessas orientações, a média aritmética das densidades polo das respectivas orientações de {100}<011>, {116}<110>,

12/60 {114}<110>, {112}<110>, e {223}<110> pode também ser usada como substituta.

Além disso, devido a uma razão similar, a densidade polo da orientação de cristal {332}<113> de uma chapa plana na porção central da espessura da chapa sendo a faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço tem que ser 4,0 ou menos. Uma vez que ela seja 4,0 ou menos, é possível satisfazer o raio de dobramento da espessura da chapa ^1,5 que é exigido para trabalhar uma peça estrutural demandada nos últimos anos. Ela é, desejavelmente, 3,0 ou menos.

Quando a densidade polo da orientação de cristal {332}<113> é maior que 4,0 , a anisotropia das propriedades mecânicas da chapa de aço se toma extremamente forte, e também a capacidade de deformação local é melhorada apenas em uma certa direção, mas o material em uma direção diferente desta deteriora significativamente, resultando em que se toma impossível satisfazer seguramente a espessura da chapa/raio de dobramento ü 1,5. Por outro lado, quando a densidade polo se toma menor que 0,5, que é difícil de ser alcançada em um processo de laminação a quente contínua, a deterioração da capacidade de deformação local é interessado, deforma que a densidade polo da orientação de cristal {332}<113> é preferivelmente 0,5 ou mais.

A razão pela qual as densidades polo das orientações de cristal descritas acima são importantes para a propriedade de congelamento da forma no momento do trabalho de dobramento não é necessariamente óbvia, mas está inferencialmente relacionada ao comportamento de deslizamento do cristal no momento da deformação do dobramento.

A amostra a ser submetida à difração de raio X é fabricada de tal maneira que a chapa de aço é reduzida na espessura até uma espessura de chapa predeterminada pelo polimento mecânico ou similar, e a seguir a tensão é removida por polimento químico, polimento eletrolítico, ou similar, e na faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, um plano adequado se toma o plano de medição. Como de costume, a densidade polo satisfaz a faixa limitada de densidade polo descrita acima

13/60 não apenas na porção central da espessura da chapa sendo a faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, mas também em tantas posições de espessura quanto possíveis, e assim o alongamento uniforme e a capacidade de expansão de furo são também melhorados. Entretanto, a faixa de 5/8 a 3/8 a partir da superfície da chapa de aço é medida para tornar assim possível representar geralmente a propriedade do material de toda a chapa de aço. Assim, 5/8 a 3/8 da espessura da chapa é preparada como a faixa de medida.

Incidentalmente, a orientação de cristal representada por {hkl}<uvw> significa que a direção normal do plano da capa de aço é paralela a <hkl> e a direção de laminação é paralela a <uvw>. Em relação à orientação de cristal, normalmente, a orientação vertical ao plano da chapa é representado por [hkl] ou {hkl} e a orientação paralela à direção de laminação é representada por (uvw) ou <uvw>. {hkl} e <uvw> são termos genéricos para planos equivalentes, e [hkl] e (uvw) indicam, cada um, um plano de cristal individual. Isto é, na presente invenção, uma estrutura cúbica de corpo centrado é almejada, e assim, por exemplo, os planos (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), e (-1-1-1) são equivalentes para tomar impossível torná-los diferentes. Em tal caso, essas orientações são genericamente referidas como {111}. Em uma representação ODF, [hkl](uvw) é também usado para representar orientações de outras estruturas de cristal simétricas baixas, e assim é comum representar cada orientação como [hkl](uvw), mas na presente invenção, [hkl](uvw) e {hkl}<uvw> são sinônimos entre si. A medição da orientação de cristal por um raio X é executada de acordo com o método descrito, por exemplo, em Cullity, Elements of X-ray Diffraction, nova edição (publicado em 1986, traduzido por MATSUMURA, Gentaro, publicado por AGNE Inc.) nas páginas 274 a 296.

(valor r)

Um valor r (rC) em uma direção perpendicular à direção de laminação é importante na chapa de aço da presente invenção. Como resultado do exame apurado, os presentes inventores descobriram que uma boa capacidade de expansão de furo e uma boa capacidade de dobramento não

14/60 podem ser sempre obtidas mesmo quando as densidades polo de várias orientações de cristal estão nas faixas adequadas. Para obter boa capacidade de expansão de furo e boa capacidade de dobramento, as faixas das densidades polo acima descritas precisam ser satisfeitas, e ao mesmo tempo, rC precisa ser 0,70 ou mais. O limite superior de rC não é definido em particular, mas se ele for 1,10 ou menos, uma capacidade de expansão de furo mais excelente pode ser obtida.

Um valor r (r30) em uma direção 30°a partir da direção de laminação é importante na chapa de aço da presente invenção. Como resultado de exame apurado, os presentes inventores descobriram que uma boa capacidade de expansão de furo e uma boa capacidade de dobramento não podem ser sempre obtidas, mesmo quando as densidades polo de várias orientações de cristal estão nas faixas adequadas. Para obter boa capacidade de expansão de furo e boa capacidade de dobramento, as faixas das densidades polo acima descritas precisam ser satisfeitas e, ao mesmo tempo, r30 precisa ser 1,10 ou menos. O limite inferior de r30 não é determinado em particular, mas se ele for 0,70 ou mais, uma capacidade de expansão de furo mais excelente pode ser obtida.

Como resultado de exames apurados, os presentes inventores descobriram que se em adição às densidades polo das várias orientações de cristal, rC,e r30, e um valor r (rL) na direção de laminação e um valor r (r60) em uma direção 60°a partir da direção de laminação são rL ü 0,70 e e r60 1,10 respectivamente, melhor capacidade de expansão de furo pode ser obtida.

Os limites superiores de rL e r60 não são determinados em particular, mas se rL for 1,00 ou menos e r60 for 0,90 ou mais, uma capacidade de expansão de furo mais excelente pode ser obtida.

Os valores r descritos acima podem ser obtidos por um teste de tração usando-se um corpo de prova de tração JIS n° 5. A tensão de tração a ser aplicada é normal mente 5 a 15% no caso de uma chapa de aço de alta resistência, e os valores r podem ser avaliados em uma faixa do alongamento uniforme. Incidentalmente, a direção na qual o trabalho de dobramento é

15/60 executado varia dependendo das peças a serem trabalhadas, e assim não é particularmente limitado, e no caso da chapa de aço da presente invenção, a capacidade de dobramento similar pode ser obtida mesmo quando a chapa de aço da presente invenção é dobrada em qualquer uma das direções.

Geralmente, a textura e o valor r são correlacionados entre si, mas na chapa de aço da presente invenção, a limitação das densidades polo das orientações de cristal e a limitação dos valores r não são sinônimos entre si, e a menos que ambas as limitações sejam satisfeitas ao mesmo tempo, uma boa capacidade de expansão de furo não pode ser obtida.

(Estrutura Metálica)

A seguir serão explicadas as razões de limitação relativas à estrutura metálica da chapa de aço da presente invenção.

A estrutura da chapa de aço da presente invenção contém 5 a 80% de ferrita em termos de razão de área. Devido à existência de ferrita tendo excelente capacidade de deformação, o alongamento uniforme melhora, mas quando a razão de área é menor que 5%, um bom alongamento uniforme não pode ser obtido, de forma que o limite inferior é ajustado em 5%. Por outro lado, quando existe ferrita sendo maior que 80% em termos de razão de área, a capacidade de expansão de furo deteriora drasticamente, de forma que o limite superior é ajustado para 80%.

Além disso, a chapa de aço da presente invenção contém 5 a 80% de bainita em termos de razão de área. Quando a razão de área é menor que 5%, a resistência diminui significativamente, de forma que o limite inferior é ajustado para 5%. Por outro lado, quando existe bainita sendo maior que 80%, a capacidade de expansão de furo deteriora significativamente, de forma que o limite superior é ajustado para 80%.

Na chapa de aço da presente invenção, como equilíbrio, é permitida a razão de área de 5% ou menos de martensita, perlita e austenita retida.

A interface entre martensita e ferrita ou bainita se torna o ponto de partida de fraturas para assim deteriorar a capacidade de expansão de furo, de forma que a martensita é ajustada para 1% ou menos.

16/60

A austenita retida é transformada por tensão induzida para ser martensita. A interface entre martensita e ferrita ou bainita se toma o ponto de partida de fraturas para assim deteriorar a capacidade de expansão de furo. Além disso, quando existe muita perlita, a resistência e a capacidade de trabalho são algumas vezes prejudicadas. Portanto, a razão de área total de martensita, perlita e austenita retida é ajustada para 5% ou menos.

(Diâmetro médio dos grãos de cristal)

Na chapa de aço da presente invenção, é necessário ajustar o diâmetro médio dos grãos de cristal em uma unidade de grão de 7 μηη ou menos. Quando existem grãos de cristal tendo um diâmetro médio de mais de 7 μηη, o alongamento uniforme é baixo e também a capacidade de expansão de furo é baixa, de forma que o diâmetro médio dos grãos de cristal é ajustado para 7 μηη ou menos.

Aqui, convencional mente, a definição de grão de cristal é extremamente vaga e sua quantificação é difícil. Em contraste com isso, os presentes inventores descobriram ser possível resolver o problema da quantificação dos grãos de crista se a unidade de grão dos grãos de cristal for determinada da maneira a seguir.

A unidade de grão dos grãos de cristal determinada na presente invenção é determinada da maneira a seguir em uma análise das orientações da chapa de aço por um EBSP (Padrão de retrodispersão eletrônica). Isto é, em uma análise das orientações da chapa de aço por um EBSP, por exemplo, as orientações são medidas a uma amplificação de 1500 com uma etapa medida de 0,5 μηη ou menos, e uma posição na qual a desorientação entre pontos de medição adjacentes excede 15°é ajustada para uma borda entre grãos de cristal. Então, a região circundada com essa borda é determinada ser a unidade de grão de grãos de cristal.

Em relação aos grãos de cristal da unidade de grão determinada dessa maneira, o diâmetro de círculo equivalente d é obtido e o volume dos grãos de cristal de cada unidade de grão é obtido por 4/3πό³. Então volume médio pesado é calculado e o diâmetro médio (Diâmetro Médio) é obtido.

Como há mais grãos de cristal grandes embora o número deles

17/60 seja pequeno, a determinação da ductilidade local se toma maior. Portanto, o tamanho dos grãos de cristal não é um tamanho médio comum, e o diâmetro médio definido como o volume médio pesado está fortemente relacionado com a ductilidade local. Para obter esse efeito, o diâmetro médio dos grãos de cristal precisa ser 7 μηη ou menos. Ele é desejável mente 5 μιτι ou menos para garantir a capacidade de expansão de furo a um nível mais alto. Incidentalmente, o método de medição dos grãos de cristal é ajustado conforme descrito previamente.

(Propriedade equiaxial dos grãos de cristal)

Além disso, como resultado de exames apurados, os presentes inventores descobriram que quando a razão dos grãos de cristal na unidade de grão, um comprimento dL na direção de laminação para um comprimento dt na direção da espessura da chapa dL/dt é 3,0 ou menos, a capacidade de expansão de furo melhora grandemente. Esse significado físico não é óbvio, mas é concebível que a forma dos grãos de cristal na unidade de grão é similar a uma esfera ao invés de um elipsoide, e assim a concentração de estresse nas bordas dos grãos é atenuado e assim a capacidade de expansão de furo melhora.

Além disso, como resultado de estudos apurados, os presentes inventores descobriram que quando o valor médio da razão do comprimento dL na direção de laminação para o comprimento dt na direção da espessura da chapa dL/dt é 3,0 ou menos, uma boa capacidade de expansão de furo pode ser obtida. Quando o valor médio da razão do comprimento dL na direção de laminação para o comprimento dt na direção da espessura da chapa dL/dt é maior que 3,0 , a capacidade de expansão de furo deteriora.

(Composição Química)

A seguir serão explicadas as razões para limitação da composição química da chapa de aço da presente invenção. Incidentalmente, % conforme a composição química significa % em massa.

C: 0,01 a 0,4%

C é um elemento eficaz para melhorar a resistência mecânica, de forma que 0,01% ou mais é adicionado. Ele é preferivelmente 0,03% ou

18/60 mais, e mais preferivelmente 0,05% ou mais. Por outro lado, quando ele excede 0,4% a capacidade de trabalho e a capacidade de soldagem deterioram, de fora que o limite superior e ajustado para 0,4%. Ele é preferivelmente 0,3% ou menos, e é mais preferivelmente 0,25% ou menos.

Si: 0,001 a 2,5%

Si é um elemento eficaz para melhorar a resistência mecânica. Entretanto, quando Si se torna maior que 2,5%, a capacidade de trabalho deteriora e também ocorrem falhas de superfície, de modo que 2,5% é ajustado como limite superior. Por outro lado, é difícil diminuir Si para menos de 0,001% em um aço prático, de modo que 0,001% é ajustado como limite inferior.

Mn: 0,001 a 4,0%

Mn é também um elemento eficaz para melhorar a resistência mecânica, mas quando o Mn se torna maior que 4,0%, a capacidade de trabalho deteriora, então 4,0% é ajustado como limite superior. Ele é preferivelmente 3,0%ou menos. Por outro lado, é difícil diminuir o Mn a menos de 0,001% em um aço prático, de forma que 0,001% é ajustado como limite inferior. Quando elementos tais como Ti que suprimem a ocorrência de fraturas a quente provocadas pelo S não são suficientemente adicionados exceto o Mn, um Mn satisfazendo Mn/S H 20 em % em massa é desejavelmente adicionado.

P: 0,001 a 0,15%

O limite superior d P é ajustado para 0,15% para evitar a deterioração da capacidade de trabalho e a fratura no momento da laminação a quente ou da laminação a frio. Ele é preferivelmente 0,04% ou menos. O limite inferior é ajustado para 0,001% aplicável no refino geral (incluindo o refino secundário).

S: 0,0005 a 0,03%

O limite superior de S é ajustado para 0,03% para evitar a deterioração da capacidade de trabalho e a fratura no momento da laminação a quente ou da laminação a frio. Ele é preferivelmente 0,01% ou menos. O limite inferior é ajustado para 0,0005% aplicável em refino comum atual (in19/60 cluindo refino secundário).

Al: 0,001 a 2,0%

Para desoxidação, 0,001% ou mais de Al é adicionado. Além disso, Al aumenta significativamente o ponto se transformação γ para a, para assim ser um elemento eficaz quando a laminação a quente a um ponto Ar₃ou menos é direcionada em particular, mas quando sei teor é muito alto, a capacidade de soldagem deteriora, de modo que se limite superior é ajustado para 2,0%.

N eO: 0,0005 a 0,01%

N e O são impurezas, e ambos os elementos são ajustados para 0,01% ou menos para evitar a deterioração da capacidade de trabalho. Os limites inferiores são ajustados, cada um, para 0,0005% aplicáveis ao refino comum atual (incluindo refino secundário).

Si + Al: menos de 1,0%

Quando Si e Al estão excessivamente contidos na chapa de aço da presente invenção, a precipitação de cementita durante o tratamento de envelhecimento é suprimida e a fração de austenita retida se toma muito grande, de forma que a quantidade total adicionada de Si e Al é ajustada para menos de 1%.

Na chapa de aço da presente invenção, um tipo ou dois ou mais tipos de elementos entre Ti, Nb, B, Mg, REM, Ca, Mo, Cr, V, W, Zr, Cu, Ni, As, Co, Sn, Pb, Y, e Hf, sendo elementos que foram usados até agora, podem estar contidos para melhorar a capacidade de expansão de furo pelo controle das inclusões para tornar finos os precipitados.

Ti, Nb, e B são elementos para melhorar o material através de mecanismos de fixação de carbono e nitrogênio, reforço da precipitação, controle da estrutura, reforço de grãos finos, e similares, de forma que de acordo comas necessidades, 0,001% ou mais de Ti é adicionado, 0,001 %ou mais de Nb é adicionado, e 0,0001% ou mais de B é adicionado. Ti é preferivelmente 0,01% ou mais, e Nb é preferivelmente 0,005% ou mais.

Entretanto, mesmo quando eles são adicionados excessivamente, nenhum efeito significativo é obtido e, ao contrário, a capacidade de tra20/60 balho e a capacidade de produção deterioram, de forma que o limite superior de Ti é ajustado para 0,2%, o limite superior de Nb é ajustado para 0,2%, e o limite superior de B é ajustado para 0,005%.B é preferivelmente 0,003% ou menos.

Mg, Rem, e Ca são elementos para tomar as inclusões inócuas, de forma que o limite inferior de cada um deles e ajustado para 0,0001 %. Mg é preferivelmente 0,0005% ou mais, Rem é preferivelmente 0,001% ou mais e Ca é preferivelmente 0,0005% ou mais. Por outro lado, quando eles são adicionados excessivamente, a limpeza do aço deteriora, de forma que o limite superior de Mg é ajustado para 0,01%, o limite superior de Rem é ajustado para 1,0%, e o limite superior de Ca é ajustado para 0,1%. Ca é preferivelmente para 0,01% ou menos.

Mo, Cr, Ni, W, Zr, e As são elementos eficazes para aumentar a resistência mecânica e melhorar o material, de modo que de acordo com a necessidade, 0,001% ou mas de Cr é adicionado, 0,001% ou mais de Ni é adicionado, 0,001% ou mais de W é adicionado, 0,0001% ou mais de Zr é adicionado, e 0,0001% ou mais de As é adicionado. Mo é preferivelmente 0,01% ou mais, Cr é preferivelmente 0,01% 0,01% ou mais, Ni é preferivelmente 0,05% ou mais, e W é preferivelmente 0,01% ou mais.

Entretanto, quando eles são adicionados excessivamente, a capacidade de trabalho é deteriorada por inversos, de rorma que o limite superior de Mo é ajustado para 1,0%, o limite superior de Cr é ajustado para 2,0%, o limite superior de Ni é ajustado para 2,0%, o limite superior de W é ajustado para 1,0%, o limite superior de Zr é ajustado para 0,2%, e o limite superior de As é ajustado para 0,5%. Zr é preferivelmente 0,05% ou menos.

V e Cu, similarmente ao Nb e Ti, são elementos eficazes para reforço da precipitação, e são elementos que provocam menos deterioração da capacidade de deformação local aplicável ao reforço pela adição de Nb e Ti, de forma que V e Cu são elementos mais eficazes que Nb e Ti, quando alta resistência e melhor capacidade de expansão de furo são exigidos. Portanto, os limites inferiores de V e Cu são ambos ajustados para 0,001%. Eles são, cada um, preferivelmente 0,01% ou mais.

21/60

Entretanto, quando eles são excessivamente adicionados, a capacidade de trabalho deteriora, deforma que o limite superior de V é ajustado para 1,0%, e o limite superior de Cu é ajustado para 2,0%. V é preferivelmente 0,5% ou menos.

Co aumenta significativamente o ponto de transformação de γ para a, para assim ser um elemento eficaz quando da laminação a quente no ponto Ar₃ ou menos é direcionada em particular. Para obter um efeito da adição, 0,0001% ou mais é adicionado. É preferivelmente 0,001% ou mais. Entretanto, quando ele é adicionado excessivamente, a capacidade de soldagem deteriora, de modo que o limite superior é ajustado para 1,0%. Ele é preferivelmente 0,1% ou menos.

Sn e Pb são elementos eficazes para melhorar a capacidade de umedecimento e a aderência da galvanização, de modo que 0,0001% ou mais de Sn é adicionado e 0001% ou mais de Pb é adicionado. Sn é preferivelmente 0,001% ou mais. Entretanto, quando eles são adicionados excessivamente, uma falha é passível de ocorrer no momento da produção, e também a tenacidade diminui, de modo que o limite superior de Sn é ajustado para 0,2% e o limite superior de Pb é ajustado para 0,1%. Sn é preferivelmente 0,1% ou menos.

Y e Hf são elementos eficazes para melhorar a resistência a corrosão. Quando os elementos são, cada um, menos de 0,001%, o efeito da adição não é obtido, de forma que os seus limites inferiores são ajustados para 0,001%. Por outro lado, quando cada um deles excede 0,10%, a capacidade de expansão de furo deteriora, de forma que o limite superior de cada um dos elementos é ajustado para 0,10%.

(Método de Produção)

A seguir, será explicado um método de produção da chapa de aço da presente invenção, (que doravante será chamado algumas vezes de método de produção da presente invenção). Para alcançar excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, é importante formar uma textura que seja aleatória em termos de densidade polo e controlar as condições das frações estruturais de ferrita e bainita e formar dispersão.

22/60

Doravante, serão explicados detalhes.

O método de produção antes da laminação a quente não é limitado em particular. Isto é, subsequentemente à fusão por um forno de cuba, um forno elétrico, ou similar, um refino secundário pode ser executado de várias maneiras, e então o lingotamento pode ser executado por lingotamento contínuo convencional, ou por um método de lingotamento convencional, ou também pelo lingotamento de placas finas, ou similares. No caso de placa de lingotamento contínuo, é possível que uma placa de lingotamento contínuo seja resfriada uma vez até uma baixa temperatura e posteriormente é reaquecida para então ser submetida à laminação a quente, ou é também possível que uma placa de lingotamento contínuo seja submetida á laminação a quente contínua após o lingotamento. Incidentalmente, uma sucata pode também ser usada como matéria-prima do aço.

(Primeira laminação a quente)

Uma placa extraída de um forno de aquecimento é submetida a um processo de laminação de desbaste que é a primeira laminação a quente para ser desbastada, e então é obtida uma barra bruta. A chapa de aço da presente invenção precisa satisfazer às seguintes exigências. Primeiramente, o diâmetro de grão da austenita após a laminação bruta, isto é, o diâmetro do grão de austenita antes da laminação de acabamento, é importante. Um diâmetro de grão da austenita de 200 μηη ou menos contribui grandemente para tomar finos os grãos de cristal e para a homogeneização dos grãos de cristal, tomando assim possível dispersar finamente e uniformemente a martensita a ser formada em um processo posterior.

Para obter o diâmetro de grão de austenita de 200 μπι ou menos antes da laminação de acabamento, é necessário executar a laminação a uma razão de redução de 40% ou mais uma vez ou mais na laminação bruta em uma região de temperatura de 1000 a 1200Ό.

O diâmetro de grão de austenita antes da laminação de acabamento é desejavelmente 100 μιτι ou menos, e para obter esse diâmetro de grão, uma laminação a 40% ou mais é executado duas vezes ou mais. Entretanto, quando na laminação bruta, a redução é maior que 70% ou a lami

23/60 nação executada mais de 10 vezes, há a preocupação de que a temperatura de laminação diminua, ou carepa seja excessivamente gerada.

Dessa maneira, quando o diâmetro de grão da austenita antes da laminação de acabamento é ajustado para 200 pm ou menos, a recristalização da austenita é promovida na laminação de acabamento, e através da formação da textura e da uniformização do da unidade de grão, o alongamento uniforme e a capacidade de expansão de furo de um produto final são melhorados.

É suposto que isso seja porque a borda do grão de austenita após a laminação de desbaste (isto é, antes da laminação de acabamento) funcione como um dos núcleos de recristalização durante a laminação de acabamento. O diâmetro de grão da austenita após a laminação de desbaste é confirmada de uma maneira que uma parte da chapa de aço antes de ser submetida à laminação de acabamento é resfriada tanto quanto possível, (a mesma é resfriada a 10“C/s ou mais, por exemplo), e a seção transversal da parte da chapa de aço e causticada para fazer aparecer os grãos da austenita, são observadas em um microscópio óptico. Nessa ocasião, a uma ampliação de 50 ou mais, o diâmetro do grão de austenita de 20 campos visuais ou mais é medido por análise de imagem ou por um método de contagem de pontos.

(Segunda laminação a quente)

Após o processo de laminação de desbaste, (primeira laminação a quente) ser completado, é iniciado um processo de laminação de acabamento que é a segunda laminação a quente. O tempo entre o termino do processo de laminação de desbaste e o início do processo de laminação de acabamento é desejável mente ajustado para 150 segundos ou menos.

No processo da laminação de acabamento (segunda laminação a quente), a temperatura de início da laminação de acabamento é desejável mente ajustada para ΙΟΟΟΌ ou mais. Quando a temperatura de início da laminação de acabamento é menor que 1000Ό, em cada passe da laminação de acabamento, a temperatura da laminação a ser aplicada à barra bruta a ser laminada é diminuída, a redução é executada em uma região de

24/60 temperatura de não recristalização, a textura se desenvolve, e assim a isotropia deteriora.

Incidentalmente, o limite superior da temperatura de inicio da laminação de acabamento não é limitado em particular. Entretanto, quando ele é 1150*0 ou mais, uma bolha para ser o ponto de partida de um defeito de carepa em forma de um veio escamoso á passível de ocorrer entre o ferro base da chapa de aço e a carepa da superfície antes da laminação de acabamento e entre passes, e assim a temperatura de início da laminação de acabamento é desejável mente menor que 1150*C.

Na laminação de acabamento, a temperatura determinada pela composição química da chapa de aço é ajustada para T1, e em uma região de temperaturas de não menos que T1 + 30*0 nem mais que T1 + 200Ό, a laminação a 30% ou mais é executada em um passe pelo menos uma vez. Além disso,na laminação de acabamento, a razão de redução total é ajustada para 50% ou mais. Satisfazendo-se essa condição, na porção central da espessura da chapa sendo a faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, o valor médio das densidades polo do grupo de orientações {100}<011> a {223}<110> se toma 5,0ou menos e a densidade polo da orientação de cristal {332}<113> se tona 4,0 ou menos. Isso toma possível garantir o alongamento uniforme e a capacidade de expansão de furo do produto final.

Aqui, T1 é a temperatura calculada pela Expressão (1) abaixo.

T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10xCr+ 100xMo + 100 xV - (1)

C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, e V representam, cada um, o teor do elemento (% em massa).

Uma redução pesada na região de temperaturas de não menos que T1 + 30*C nem mais que T1 + 200 °C e uma redução leve a menos que T1 + 30°C posteriormente controla o valor médio das densidades polo do grupo de orientações {100}<011 > a {223}<110> e a densidade polo da orientação de cristal {332}<113> na porção central da espessura da chapa sendo a faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa

25/60 de aço, e assim o alongamento uniforme e a capacidade de expansão do produto final são melhorados drasticamente, como mostrado nos Exemplos a serem descritos mais adiante.

Essa temperatura T1 é obtida empiricamente. Os presentes inventores aprenderam empiricamente por experiências que a recristalização em uma região austenita de cada aço e promovida com base na temperatura T1. Para obter melhores alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, é importante acumular tensão pela redução peada, e a razão de redução total de 50% ou mais é essencial na laminação de acabamento. Além disso, é desejado tomar redução a 70% ou mais e, por outro lado, se for tomada uma razão de redução maior que 90%, garantir a temperatura e a carga de laminação excessiva são como o resultado adicionado.

Quando a razão de redução total na região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C é menor que 50%, a tensão de laminação a ser acumulada durante a laminação a quente não seja suficiente e a recristalização da austenita não avança suficientemente. Portanto, a textura se desenvolve e a isotropia deteriora. Quando a razão de redução total é 70% ou mais, uma isotropia suficiente pode ser obtida mesmo que variações aplicáveis à flutuação de temperatura ou similar sejam consideradas. Por outro lado, quando a razão de redução total exceder 90%, torna-se difícil obter a região de temperatura de T1 + 200°C ou menos devido à geração de calor pelo trabalho, e também a carga de laminação aumenta para provocar um risco que a laminação se torne difícil de ser executada.

Na laminação de acabamento, para promover a recristalização uniforme provocada pela liberação da tensão acumulada, a laminação a 30% ou mais é executada em um passe pelo menos uma vez a não menos que T1 + 30Ό nem maior que T1 + 200X1

Incidentalmente, para promover a recristalização uniforme é necessário suprimir a quantidade de trabalho em uma região de temperaturas de menos de T1 + 30°C para a menor possível. Para alcançar isto, a razão de redução a menos de T1 + 30°C é desejável mente 30% ou menos. Em termos de precisão da espessura da chapa e forma da chapa, a razão de

26/60 redução de 10% ou menos é desejável. Quando a isotropia é também obtida, a razão de redução na região de temperaturas de menos de T1 + 30°C é desejavelmente 0%.

A laminação de acabamento é desejavelmente terminada a T1 + 30°C ou mais. Na laminação a quente a menos de T1 + 30°C, os grãos de austenita granulada que são recristalizados uma vez são alongados, causando assim um risco de que a isotropia deteriore.

Isto é, no método de produção da presente invenção, na laminação de acabamento, recristalizando-se a austenita uniformemente e finamente, a textura do produto é controlada e o alongamento uniforme e a capacidade de expansão de furo são melhorados.

A razão de laminação pode ser obtida pelas performances reais ou pelo cálculo da carga de laminação, medição da espessura da chapa, e/ou similares. A temperatura pode ser medida realmente por um termômetro entre as cadeiras ou pode ser obtida por simulação de cálculo considerando-se a geração de calor pelo trabalho a partir da velocidade da linha da razão de redução e/ou similares. Portanto, é possível confirmar facilmente ser a laminação prescrita na presente invenção é executada ou não.

Quando a laminação a quente é terminada em Ar₃ ou menos, a laminação a quente se torna uma região de duas fases de austenita e ferrita, e a acumulação para o grupo de orientações {100}<011> a {223}<110> se torna forte. Como resultado, o alongamento uniforme e a capacidade de expansão de furo deterioram significativamente.

Para tornar finos os grãos de cristal e suprimir os grãos alongados, a quantidade de geração máxima de calor de trabalho no momento da redução a não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C, isto é, a margem de temperatura aumentada pela redução é desejavelmente suprimida até 18Ό ou menos. Para alcançar isso, o resfria mento entre cadeiras ou similar é desejavelmente aplicado.

(Resfriamento primário pré-laminação a frio)

Após a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais ser executada na laminação de acabamento, o resfriamento primário pré

27/60 laminação a frio é iniciado de tal maneira que o tempo de espera t segundos satisfaz a Expressão (2) abaixo:

t 2,5 x t1 - (2)

Aqui, t1 é obtido pela Expressão (3) abaixo.

t1 = 0,001 x ((Tf - T1) x P1/100)² - 0,109 x ((Tf - T1) x P1/100) + 3.1 - (3)

Aqui, na Expressão (3) acima, Tf representa a temperatura do bloco de aço obtida após a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais, e P1 representa a razão de redução da redução final a 30% ou mais.

Incidentalmente, a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais indica a laminação executada finalmente entre as laminações cuja taxa de redução se torna 30% ou mais a partir das laminações em uma pluralidade de passes executados na laminação de acabamento. Por exemplo, quando entre as laminações em uma pluralidade de passes executados na laminação de acabamento, a taxa de redução da laminação executada na etapa final é 30% ou mais, a laminação executada na etapa final é a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais. Além disso, quando entre as laminações em uma pluralidade de passes executados na laminação de acabamento, a razão de redução da laminação executada antes da etapa final, é 30% ou mais, e após a laminação executada antes da etapa final (laminação a uma taxa de redução de 30% ou mais) é executada, a laminação cuja taxa de redução se toma 30% ou mais não é executado, a laminação executada antes da etapa final (laminação a uma taxa de redução de 30% ou mais) é a redução final a uma razão de redução de 30% ou mais.

Na laminação de acabamento, o tempo de espera t segundos até o resfriamento primário pré-laminação a frio ser iniciado após a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais é executado afeta grandemente o diâmetro de grão de austenita. Isto é, ele afeta grandemente uma fração de grão equiaxial e a razão de área do grão bruto da chapa de aço.

Quando o tempo de espera t excede t1 x 2,5, a recristalização já está quase completada, mas os grãos de cristal crescem significativamente e o embrutecimento do grão avança e assim os valores r e o alongamento

28/60 são diminuídos.

O tempo de espera t segundos também satisfaz a Expressão (2a) abaixo, tornando assim possível suprimir preferencialmente o crescimento dos grãos de cristal. Consequentemente, embora a recristalização não avance suficientemente, é possível melhorar suficientemente o alongamento da chapa de aço e melhorar a propriedade de fadiga simultaneamente.

t < t1 - (2a)

Ao mesmo tempo, o tempo de espera t segundos também satisfaz a Expressão (2b) abaixo, e assim a recristalização avança suficientemente e as orientações de cristal são tornados aleatórios. Portanto, é possível melhorar suficientemente o alongamento da chapa de aço e melhora grandemente a isotropia simultaneamente.

t1 t t1 x 2,5 ··· (2b)

Aqui, como mostrado na FIG. 1, em uma linha de laminação a quente contínua 1, barrão bloco de aço (placa) aquecido até uma temperatura predeterminada no forno de aquecimento é laminado em um laminador de desbaste 2 e em um laminador de acabamento 3 sequencialmente para ser uma chapa de aço laminada a quente 4 tendo uma espessura predeterminada, e a chapa de aço lamiknada a quente 4 é transportada em uma mesa de saída 5. No método de produção da presente invenção, no processo de laminação de desbaste (primeira laminação a quente) executado no laminador de desbaste 2, a laminação a uma taxa de redução de 20% ou mais é executada no bloco de aço (placa) uma ou mais vezes na faixa de temperaturas de não menos que 1000“C nem mais que 1200 °C.

A barra bruta laminada até uma espessura predeterminada no laminador de desbaste 2 dessa maneira é a seguir laminada na laminação de acabamento (é submetida à segunda laminação a quente) através de uma pluralidade de cadeiras de laminação 6 do laminador de acabamento 3 para ser a chapa de aço laminada a quente 4. Então, no laminador de acabamento 3, a laminação a 30% ou mais é executada em um passe em pelo menos uma vez na região de temperaturas de não menos que a temperatura

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Τ1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C. Além disso, no laminador de acabamento 3, a taxa de redução total se toma 50% ou mais.

Além disso, em um processo de laminação de acabamento, após a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais ser executada, o resfriamento primário pré-laminação a frio é iniciado de tal maneira que o tempo de espera t segundos satisfaz a Expressão (2) acima ou a Expressão (2^a) ou (2b) acima. O início desse resfriamento primário pré-laminação a frio é executado por bocais de resfriamento entre duas das respectivas cadeiras de laminação 6 do laminador de acabamento 3, ou bocais de resfriamento 11 dispostos na mesa de saída 5.

Por exemplo, quando a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais é executada apenas na cadeira de laminação 6 disposta na etapa frontal do laminador de acabamento 3 (no lado esquerdo da FIG. 1, no lado posterior da laminação) e a laminação cuja taxa de redução se toma 30% ou mais não é executada na cadeira de laminação 6 disposta na etapa traseira do laminador de acabamento 3 (no lado direito da FIG. 1, no lado posterior da laminação), se o início do resfriamento primário pré-laminação a frio é executado pelos bocais de resfriamento 11 dispostos na mesa de saída 5, um caso em que o tempo de espera t segundos não satisfaz a Expressão (2) acima ou as Expressões (2a) e (2b) acima é algumas vezes provocada. Em tal caso, o resfriamento primário pré-laminação a frio é iniciado pelos bocais de resfriamento entre as cadeiras 10 dispostos entre as respectivas duas das cadeiras de laminação 6 do laminador de acabamento 3.

Além disso, por exemplo, quando a redução final a uma taxa de redução de 30% ou mais é executado na cadeira de laminação 6 disposta na etapa traseira do laminador de acabamento 3 (no lado direito da FIG. 1, no lado posterior à laminação), embora o início do resfriamento primário de prélaminação a frio seja executado pelos bocais de resfriamento 11 dispostos na mesa de saída 5, há algumas vezes o caso em que o tempo de espera t segundos pode satisfazer a Expressão (2) acima ou as Expressões (2a) e (2b) acima. Em tal caso, o resfriamento primário pré-laminação a frio pode também ser iniciado pelos bocais de resfriamento 11 dispostos na mesa de

30/60 saída 5. Desnecessário dizer, à medida que a performance da redução final a uma razão de redução de 30% ou mais é completada, o resfriamento primário pré-laminação a frio pode também ser iniciado pelos bocais de resfriamento entre as cadeiras 10 dispostos entre duas das respectivas cadeiras de laminação 6 do laminador de acabamento 3.

Então, nesse resfriamento primário de pré-laminação a frio, é executado o resfriamento que a uma taxa média de resfriamento de 50X3/s ou mais, a mudança de temperatura (queda de temperatura) se toma não menos que 40X3 nem mais que 140X3.

Quando a mudança de temperatura for menor que 40X3, os grãos de austenita recristalizada crescem e a tenacidade a baixa temperatura deteriora. A mudança de temperatura é ajustada para 40X3 ou mais, tornando assim possível suprimir o embrutecimento dos grãos de austenita. Quando a mudança de temperatura for menor que 40°C, o efeito não pode ser obtido. Por outro lado, quando a mudança de temperatura excede 140X3, a recristalização se torna insuficiente para tomar difícil obter a textura aleatória almejada. Além disso, uma fase ferrita eficaz para o alongamento também não é obtida facilmente e a dureza de uma fase ferrita se toma alta, e assim o alongamento uniforme e a capacidade de expansão de furo também deteriora. Além disso, quando a mudança na temperatura é maior que 140X3, um excesso para/além da temperatura do ponto de transformação Ar₃ é passível de ser provocado. No caso em que, mesmo pela transformação a partir da austenita recristalizada, como resultado do aprimoramento da seleção de variantes, a textura é formada e a isotropia consequentemente diminui.

Quando a taxa média de resfriamento no resfriamento primário de pré-laminação a frio é menor que 50X3/s, como ex posto, os grãos de austenita recristalizada crescem e a tenacidade a baixa temperatura deteriora. O limite superior da taxa média de resfriamento não é determinado em particular, mas em termos da forma da chapa de aço, 200X3/s ou menos é considerado ser adequado.

Além disso, para suprimir o crescimento do grão e obter uma te

31/60 nacidade a baixa temperatura mais excelente, um equipamento de resfriamento entre passes ou similar é usado desejável mente para trazer a geração de calor pelo trabalho entre as respectivas cadeiras da laminação de acabamento para 18Ό ou menos.

A taxa de laminação (razão de redução) pode ser obtida pelas performances reais ou pelo cálculo a partir da carga de laminação, medição da espessura da chapa, e/ou similar. A temperatura do bloco de aço durante a laminação pode ser realmente medida por um termômetro disposto entre as cadeiras, ou pode ser obtida por simulação considerando-se a geração de calor pelo trabalho a partir da velocidade da linha. Da razão de redução, e/ou similares, ou pode ser obtida por ambos os métodos.

Além disso, como foi explicado previamente, para promover a recristalização uniforme, a quantidade de trabalho na região de temperaturas de menos de T1 + 30°C é desejavelmente tão pequena quanto possível e a taxa de redução na região de temperaturas de menos de T1 + 30°C é desejavelmente 30% ou menos. Por exemplo, no caso em que o laminador de acabamento 3 na linha de laminação a quente contínua 1 mostrada na FIG. 1, ao passar através de uma ou duas ou mais das cadeiras de laminação 6 dispostas no lado da etapa frontal (no lado direito da FIG. 6, no lado posterior da laminação), a chapa de aço está na região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C, e ao passar através de uma ou duas ou mais das cadeiras de laminação 6 dispostas no lado da etapa traseira subsequente (no lado direito na FIG. 6, no lado posterior da laminação), a chapa de aço está na região de temperaturas de menos de T1 + 30°C, quando a passagem da chapa de aço através de uma ou duas ou mais das cadeiras de laminação 6 dispostas no lado da etapa traseira subsequente (no lado direito da FIG. 1, no lado posterior da laminação), embora a redução não seja executada ou seja executada, a taxa de redução a menos de T1 + 30°C é desejavelmente 30% ou menos no total. Em termos de precisão da espessura da chapa de aço e da forma da chapa de aço, a taxa de redução a menos de T1 + 30°C é desejavelmente uma redução de 10% ou menos no total. Quando a isotropia é também obtida, a taxa de redução

32/60 na região de temperaturas de menos de T1 + 30°C é desejavelmente 0%.

No método de produção da presente invenção, a velocidade de laminação não é particularmente limitada. Entretanto, quando a velocidade de laminação no lado da cadeira final da laminação de acabamento é menor que 400 mpm, grãos γ crescem para serem brutos, regiões nas quais a ferrita pode precipitar para obter a ductilidade são diminuídas, e assim a ductilidade é passível de deteriorar. Embora o limite superior da velocidade de laminação não seja limitado em particular, o efeito da presente invenção pode ser obtido, mas é 1800 mpm ou menos devido à restrição de equipamentos. Portanto, no processo de laminação de acabamento, a velocidade de laminação é desejavelmente não menos que 400 mpm nem mais que 1800 mpm.

(Laminação secundária pré-laminação a frio)

No método de produção da presente invenção, é preferido que após o resfriamento primário pré-laminação a frio, o resfriamento secundário pré-laminação a frio deve ser executado para controlar a estrutura. O padrão de resfriamento secundário pré-laminação a frio é também importante.

O resfriamento secundário de pré-laminação a frio é desejavelmente executado em até três segundos após o resfriamento primário de prélaminação a frio. Quando o tempo para iniciar a laminação secundária de pré-laminação a frio após o resfriamento primário de pré-laminação a frio excede três segundos, os grãos de austenita se tornam brutos e a resistência e o alongamento diminuem.

No resfriamento secundário de pré-laminação a frio o resfriamento é executado até uma temperatura de parada do resfriamento de 600Ό ou menos a uma taxa média de resfriamento de 10 a 300O/s. Quando a temperatura de parada desse resfriamento secundário de prélaminação a frio é maior que 600Ό e a taxa de resfriamento do resfriamento secundário de pré-laminação a frio é menor que ΙΟΌ/s, há a possibilidade de que a oxidação da superfície avance e a superfície da chapa de aço deteriora. Quando a taxa média de resfriamento excede SOOQ/s, a transformação da martensita é promovida para aumentar drasticamente a resistência,

33/60 resultando em que a laminação a frio subsequente se toma difícil de ser executada.

(Bobinamento)

Após ser obtida dessa maneira, a chapa de aço laminada a quente pode ser bobinada a 6000 ou menos. Quando a temperatura de bobinamento excede 6000, a razão de área da estrutura ferrita aumenta e a razão de área de bainita não se toma 5% ou mais. Para trazer a razão de área de bainita para 5% ou mais, a temperatura de bobinamento é preferivelmente ajustada pára 600*0 ou menos.

(Laminação a frio)

Uma chapa laminada a quente original produzida conforme descrito acima é decapadas conforme a necessidade para ser submetida à laminação a frio a uma razão de redução de não menos de 30% ne3m mais que 70%. Quando a razão de redução é 30% ou menos, torna-se difícil provocar a recristalização no aquecimento e na retenção posterior, resultando no fato de que a fração de grão equiaxial diminui e também os grãos de cristal após o aquecimento se tornam brutos. Quando a laminação a mais de 70% é executada, a textura no momento do aquecimento é desenvolvida, e assim a anisotropia se torna forte. Portanto, a taxa de redução é ajustada para 70% ou menos.

(Aquecimento e retenção)

AZ chapa de aço que foi submetida à laminação a frio que foi submetida à laminação a frio (uma chapa de aço laminada a frio) é posteriormente aquecida até uma região de temperatura de 700 a 9000 e é mantida por não menos que 1 segundo nem mais que 1000 segundos na região de temperaturas de 700 a 900*0. Pelo aquecimento e retenção, é removido o endurecimento por trabalho. Quando a chapa de aço após a laminação a frio é aquecida até a região de temperatura de 700 a 900°C dessa maneira, a taxa média de aquecimento de não menos que a temperatura ambiente nem mais que 650*0 é ajustado para HR1 (O/s) expre ssa pela Expressão (5) abaixo, e uma taxa média de aquecimento de mais de 650*0 até a região de temperaturas de 700 a 900°C é ajustada para HR2 (°C/s) expressa pela

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Expressão (6) abaixo.

HR1 0,3 ... (5)

HR2 0,5 x HR1 ... (6)

A laminação a quente é executada sob a condição descrita acima, e também o resfriamento primário após a laminação a quente é executado, e assim tornar finos os grãos de cristal e a aleatorização da orientação dos grãos de cristal são alcançados. Entretanto, pela laminação a frio executada posteriormente, a textura forte se desenvolve e a textura se torna passível de permanecer na chapa de aço. Como resultado, os valores r e o alongamento da chapa de aço diminuem e a isotropia diminui. Assim, é desejado tomar a textura que se desenvolveu na laminação a frio desaparecer tanto quanto possível executando-se adequadamente o aquecimento a ser executado após a laminação a frio. Para alcançar isto, é necessário dividir a taxa média de aquecimento do aquecimento em duas etapas expressas pelas Expressões (5) e (6) acima.

A razão detalhada porque a textura e as propriedades da chapa de aço são melhoradas por esse aquecimento em duas etapas não é clara, mas imagina-se que esse efeito esteja relacionado com a recuperação do deslocamento introduzido no momento da laminação a frio e da recristalização. Isto é, a força motriz da recristalização para ocorrer na chapa de aço pelo aquecimento é a tensão acumulada na chapa de aço pela laminação a frio. Quando a taxa média de aquecimento HR1 na faixa de temperatura de não menos que a temperatura ambiente nem mais que 650*Ό é pequena, o deslocamento introduzido pela laminação a frio recupera e a recristalização não ocorre. Como resultado, a textura que se desenvolveu no momento da laminação a frio permanece como está e propriedades tais como a isotropia deteriora. Quando a taxa média de aquecimento HR1 na faixa de temperaturas de não menos que a temperatura ambiente nem mais que 650°C é menor que 0,3*C/s, o deslocamento introduzido pela Ia minação a frio se recupera, resultando em que a textura forte formada no momento da laminação a frio permanece. Portanto, é necessário ajustar a taxa média de aquecimento HR1 na faixa de temperaturas de não menos que a temperatura ambiente

35/60 nem mais que 650*0 a 0,3 (*C/s) ou mais.

Por outro lado, quando a taxa média de aquecimento HR2 de mais de 650°C até a região de temperaturas de 700 a 900°C é grande, a ferrita que existe na chapa de aço após a laminação a frio não recristaliza e a ferrita não recristalizada em um estado de ser trabalhada permanece. Quando o aço contendo 0,01% ou mais de C em particular é aquecido até uma região de duas fases de ferrita e austenita, a austenita formada bloqueia o crescimento da ferrita recristalizada, e assim a ferrita não recristalizada se toma mais passível de permanecer. Essa ferrita não recristalizada tem uma textura forte, para assim afetar adversamente as propriedades tais como os valores r e a isotropia, e essa ferrita não recristalizada contém muitos deslocamentos, para assim deteriorar drasticamente a ductilidade. Portanto, na faixa de temperaturas de mais de 650*0 at é a região de temperaturas de 700 a 900°C, a taxa média de aquecimento HR2 precisa ser 0,5 x HR1 (°C/s) ou menos.

Além disso, quando a temperatura de aquecimento é menor que 700*0 ou o tempo de retenção na faixa de temperaturas de 700 a 900*0 é mais curto que ‘1 segundo, a transformação inversa da ferrita não avança suficientemente e, no resfriamento subsequente, a fase bainita não pode ser obtida, resultando em que uma resistência suficiente não pode ser obtida. Por outro lado, quando a temperatura de aquecimento é maior que 900*0 ou o tempo de retenção na região de temperaturas de 700 a 900°C é maior que 1000 segundos, os grãos de cristal se tomam brutos e a razão de área dos grãos de cristal tendo, cada um, um diâmetro de grão de 200 μπι ou mais aumenta.

(Resfriamento primário após a laminação a frio)

Após o aquecimento e a retenção, é executado o resfriamento primário após a laminação a frio até uma região de temperaturas de 580 a 750°C a uma taxa média de resfriamento de 12°C/s ou menos. Quando a temperatura de acabamento do resfriamento primário após a laminação a frio excede 750°C, a transformação de ferrita é promovida para tomar impossível obter 5% ou mais de bainita em termos de razão de área. Quando a

36/60 taxa média de resfriamento desse resfriamento primário após-laminação a frio excede 12°C/s e a temperatura de término do resfriamento primário após a laminação a frio é menor que 580*0, o crescimento do grão de ferrita não avança suficientemente para tornar impossível obter 5% ou mais de ferrita em termos de uma razão de área.

(Resfriamento secundário após a laminação a frio)

Após o resfriamento primário após a laminação a frio, o resfriamento secundário após a laminação a frio é executado até a região de temperaturas de 350 a 500°C a uma taxa média de resfriamento de 4 a 300*C/s. Quando a taxa de resfriamento médio do resfriamento secundário após a laminação a frio é menor que 4°C/s ou o resfriamento secundário após a laminação a frio é terminado a uma temperatura de mais de 500*C, a transformação de perlita avança excessivamente para criar uma possibilidade de que 5% ou mais de bainita não possam ser obtidos afinal em termos de uma razão de área. Além disso, quando a taxa média de resfriamento do resfriamento secundário após a laminação a frio e maior que 300*C/s ou o resfriamento secundário após a laminação a frio é terminado a uma temperatura de menos de 350°C, a transformação de martensita avança e há o risco de que a razão de área da martensita se torne maior que 1%.

(Tratamento térmico de envelhecimento)

Subsequentemente ao resfriamento secundário após a laminação a frio, é executado um tratamento térmico de envelhecimento em uma faixa de temperaturas de não menos que 350°C nem mais que 500°C. O tempo de retenção nessa faixa de temperaturas é ajustado para t2 segundos satisfazendo a Expressão (4) abaixo de acordo com uma temperatura de tratamento de envelhecimento T2 ou maior. Entretanto, em consideração de uma faixa de temperaturas aplicável da Expressão (4), o valor máximo de t2 é ajustado para 400 segundos.

Iog(t2) = 0,0002(T2 - 425)² + 1,18 ... (4)

Incidentalmente, nesse tratamento térmico de envelhecimento, a retenção não significa apenas retenção isotérmica, e é suficiente se a chapa de aço for retida na faixa de temperaturas de não menos que 350°C nem

37/60 mais que 500°C. Por exemplo, a chapa de aço pode ser resfriada uma vez até 35-0Ό para então ser aquecida até 500Ό, ou a chapa de aço pode também ser resfriada até 500Ό para então ser resfr iada até 350Ό.

Incidentalmente, mesmo quando um tratamento de superfície é executado na chapa de aço laminada a frio de alta resistência da presente invenção, o efeito de melhorar a capacidade de expansão de furo não desaparece, e, por exemplo, uma camada galvanizada por imersão a quente, ou uma camada galvanizada por imersão a quente ligada pode ser formada na superfície da chapa de aço. No caso em que o efeito da presente invenção pode ser obtido mesmo quando qualquer uma entre eletrodeposição, revestimento por imersão a quente, revestimento por deposição, formação de película de revestimento orgânico, laminação de película, tratamento com sais orgânicos/sais inorgânicos, tratamento sem cromo, etc., é executado. Além disso, a chapa de aço conforme a presente invenção pode ser aplicada não apenas para formações abauladas, mas também para formação combinada composta principalmente de trabalho de dobramento tal como dobramento, abaulamento e estampagem.

Quando a galvanização por imersão a quente é executada na chapa de aço da presente invenção, um tratamento de ligação pode ser executado após a galvanização. O tratamento de ligação é executado em, uma região de temperaturas de 450 a 600°C. Quando a temperatura do tratamento de ligação é menor que 450Ό, a ligação não avan ça suficientemente, e quando ela excede 600*0, por outro lado, a ligação avança muito e a resistência à corrosão deteriora. Portanto, o tratamento de ligação é executado na região de temperaturas de 450 a 600°C.

Exemplo

A seguir, exemplos da presente invenção serão explicados. Incidentalmente, as condições de exemplo são as condições de exemplo empregadas para conformar a aplicabilidade e os efeitos da presente invenção, e a presente invenção não é limitada a esses exemplos de condições. A presente invenção pode empregar várias condições desde que o objetivo da presente invenção seja alcançado sem sair do espírito da invenção. Compo

38/60 sições químicas dos aços respectivos usados nos exemplos estão mostradas na Tabela 1. As respectivas condições de produção estão mostradas nas Tabelas 2 e 3. Além disso, constituições estruturais e propriedades mecânicas dos respectivos tipos de aço sob as condições de produção nas Tabelas 2 e 3 estão mostradas nas Tabelas 4 e 5. Incidentalmente, cada dado sublinhado nas Tabelas indica que o valor numérico está fora da faixa da presente invenção ou está fora da faixa de uma faixa preferida da presente invenção. Além disso, na Tabela 2 à Tabela 5, as letras A a T e as letras a a I que são adicionadas aos tipos de aço indicam ser componentes dos Aços A a T e a a I na Tabela 1 respectivamente.

Serão explicados os resultados dos exames usando-se os aços da invenção A a T e usando-se os aços comparativos a a h, que têm as composições químicas mostradas na Tabela 1. Incidentalmente, na Tabela 1, cada valor numérico das composições químicas significa % em massa.

Esses aços foram lingotados no estado, ou foram aquecidos até uma região de temperaturas de 1000 a 1300Ό após se rem uma vez resfriados até a temperatura ambiente, e posteriormente foram submetidos à laminação a quente, à laminação a frio, e ao resfriamento sob as condições mostradas na Tabela 2 e na Tabela 3.

Na laminação a quente, inicialmente, na laminação de desbaste que é a primeira laminação a quente, a laminação foi executada uma ou mais vezes a uma razão de redução de 40% ou mais em uma região de temperatura de não menos de 1000Ό nem maior que 12 00Ό. Entretanto, em relação aos aços tipos A3, E3 e M2, na laminação de desbaste, a laminação a uma razão de redução de 40% ou mais em um passe não foi executada. O número de vezes de redução em uma razão de redução de 40% ou mais e cada razão de redução (%) na laminação de desbaste, e o diâmetro de grão de austenita (pm) após a laminação de desbaste (antes da laminação de acabamento) estão mostrados na Tabela 2. Incidentalmente, a temperatura T1 (Ό) e a temperatura Ac 1 (*C) dos respectivos tipos de aço estão mostrados na Tabela 2.

Após a laminação bruta ter terminado, a laminação de acaba

39/60 mento que é a segunda laminação a quente foi executada. Na laminação de acabamento, a laminação a uma taxa de redução 30% ou mais foi executada em um passe pelo menos uma vez em uma região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C, e em uma faixa de temperaturas de menos de T1 + 30*0, a taxa de redução to tal foi ajustada para 30% ou menos. Incidentalmente, na laminação de acabamento, a laminação a uma taxa de redução de 30% ou mais em um passe foi executada em um passe final na região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C.

Entretanto, em relação aos tipos de aço A4, A5, A6 e B3, a laminação a uma taxa de redução de 30% ou mais não foi executado na região de temperaturas de não menos T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C. Além disso, em relação aos aços tipos P2 e P3 a taxa de redução total na faixa de temperaturas de menos de T1 + 30°C foi maior que 30%.

Além disso, na laminação de acabamento, a taxa de redução total foi ajustada para 50% ou mais. Entretanto, em relação aos tipos de aço A4, A5, A6, B3, e C3, a taxa de redução total na região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C foi menos de 50%.

A Tabela 2 mostra, na laminação de acabamento, a taxa de redução (%) no passe final na região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C e a taxa de redução em um passe em uma etapa anterior ao passe final (razão de redução em um passe antes do final) (%). Além disso, a Tabela 2 mostra, na laminação de acabamento, a taxa de redução total (%) na região de temperaturas de não menos que T1 + 30*C nem mais que T1 + 200°C, a temperatura (°C) após a redução no passe final na região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C, e uma quantidade máxima de geração de calor de trabalho (°C) no momento da redução na região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C.

Após a redução final na região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C ter sido executada na laminação de acabamento, o resfriamento primário de pré-laminação a frio foi iniciado

40/60 antes de um tempo de espera t segundos excedendo 2,5 x t1. No resfriamento primário de pré-laminação a frio, a taxa média de resfriamento foi ajustada para 50°C/s ou mais. Além disso, a mudança da temperatura (a quantidade de temperatura resfriada) no resfriamento primário de prélaminação a frio foi ajustado para cair dentro de uma faixa de não menos que 40% nem mais que 140Ό.

Entretanto, em relação ao aço tipo J2, o resfriamento primário de pré-laminação a frio foi iniciado após o tempo de espera t segundos exceder 2,5 x t1 uma vez que a redução final na região de temperaturas de não menos que T1 + 30°C nem maior que T1 + 200°C na laminação de acabamento. Em relação ao aço tipo T2, a mudança de temperatura (quantidade de temperatura resfriada) no resfriamento primário de pré-laminação a frio foi de menos de 40Ό, e em relação ao tipo de aço T3, a ta xa média de resfriamento no resfriamento primário de pré-laminação a frio foi menos de õOO/s.

A Tabela 2 mostra t1 (segundos) dos respectivos tipos de aço, o tempo de espera t (segundos) desde a redução final na região de temperatura de não menos que T1 + 30°C nem maior que T1 + 200°C até o início do resfriamento primário de pré-laminação a frio na laminação de acabamento, t/t1, a mudança da temperatura (quantidade resfriada) (Ό) no resfriamento primário de pré-laminação a frio, e a taxa média de resfriamento (O/s) no resfriamento primário de pré-laminação a frio.

Após o resfriamento primário de pré-laminação a frio, foi executado o resfriamento secundário de pré-laminação a frio. Após o resfriamento primário de pré-laminação a frio, o resfriamento secundário de pré-laminação a frio foi iniciado em até três segundos. Além disso, o resfriamento secundário de prélaminação a frio, o resfriamento foi executado até a temperatura de parada do resfriamento de 600“C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 10 a 300°C/s, o bobinamento foi executado a 600*C ou menos, e chapas originais laminadas a frio tendo uma espessura de 2 a 5 mm foram obtidas.

Entretanto, em relação ao aço tipo D3, três segundos se passaram até o resfriamento secundário de pré-laminação a frio ser iniciado após p resfriamento primário de pré-laminação a frio. Além disso, em relação ao

41/60 aço tipo D3, a taxa média de resfriamento do resfriamento secundário de pré-laminação a frio foi maior que 300*C/s. Além di sso, em relação ao aço tipo E3, a temperatura de parada do resfriamento do resfriamento secundário de pré-laminação a frio (temperatura de bobinamento) foi maior que 600Ό. A Tabela 2 mostra, dos respectivos tipos de aço, o tempo (segundos) até o início do resfriamento secundário de pré-laminação a frio após o resfriamento primário de pré-laminação a frio, a taxa média de resfriamento (*C/s) do resfriamento secundário de pré-laminação a frio, e a temperatura de parada do resfriamento (*C) do resfriamento secundári o de pré-laminação a frio (temperatura de bobinamento).

A seguir, as chapas originais laminadas a quente foram decapadas para então serem submetidas à laminação a frio a uma taxa de redução de não menos que 30% nem mais que 70%. Entretanto, em relação ao aço tipo T4, a razão de redução da laminação a frio foi de menos de 30%. Além disso, em relação ao aço tipo T5, a razão de redução da laminação a frio foi maior que 70%. A Tabela 3 mostra a razão de redução (%) da laminação a frio dos respectivos tipos de aço.

Após a laminação a frio, o aquecimento foi executado até uma região de temperaturas de 700 a 900Ό e a retenção foi executada por não menos que 1 segundo nem mais que 1000 segundos. Além disso, quando o aquecimento foi executado até a região de temperatura de 700 a 900°C, a taxa média de aquecimento HR1(°C/s) de não menos que a temperatura ambiente nem mais que 650*C foi ajustada para 0,3 o u mais (HR1 ü 0,3), e uma taxa média de aquecimento HR2 (*C/s) de mais de 650*C até 700 a 900*C foi ajustada para 0,5 x HR1 ou menos (HR2 0,5 x HR1).

Entretanto, em relação ao aço tipo A1, a temperatura de aquecimento foi maior que 900*C. Em relação ao aço tipo Q2, a temperatura de aquecimento foi menor que 700*C. Em relação ao aço tipo Q3, o aquecimento e o tempo de retenção foram menos que 1 segundo. Em relação ao tipo de aço Q4, o aquecimento e o tempo de retenção foram mais que 1000 segundos. Além disso, em relação ao aço tipo T6, a taxa média de aquecimento HR1 foi menor que 0,3 (*C/s). Em relação ao aço tipo T7, a taxa média de

42/60 aquecimento HR2 (*C/s) foi maior que 0,5 x HR1. A Tabela 3 mostra a temperatura de aquecimento (°C) e as taxas médias de aquecimento HR1 e HR2 (°C/s) dos respectivos tipos de aço.

Após o aquecimento e retenção, o resfriamento primário após a laminação a frio foi executado até uma região de temperaturas de 580 a 750*0 a uma taxa média de resfriamento de 12°C/s ou menos. Entretanto, em relação ao aço tipo A2, a taxa média de resfriamento no resfriamento primário após a laminação a frio foi maior que 12*C/s. Além disso, em relação ao aço tipo A2, a temperatura de parada do resfriamento primário após a laminação a frio foi menor que 580*0, e em relação ao aço tipo K1, a temperatura de parada do resfriamento primário após a laminação a frio foi maior que 740*0. A Tabela 3 mostra, dos respectivos tipos de aço, a taxa média de resfriamento (*C/s) e a temperatura de parada do resfriamento (*C) no resfriamento primário após a laminação a frio.

Subsequentemente ao resfriamento primário de pós-laminação a frio, foi executado o resfriamento secundário após a laminação a frio até a região de temperaturas de 350 a 500*0 a uma taxa mé dia de resfriamento de 4 a 300*C/s. Entretanto, em relação ao aço tipo A5, a taxa média de resfriamento do resfriamento secundário após a laminação a frio foi menor que 4*O/s. Em relação ao aço tipo P4, a taxa média de resfriamento do resfriamento secundário após a laminação a frio foi maior que 300*C/s. Além disso, em relação ao aço tipo A2, a temperatura de parada do resfriamento secundário após a laminação a frio foi maior que 500*0, e em relação ao aço tipo G1, a temperatura de parada do resfriamento secundário após a laminação a frio foi menor que 350*0. A Tabela 3 mostra a taxa média de resfriamento (*C/s) no resfriamento secundário após a laminação a frio dos respectivos tipos de aço.

Subsequentemente ao resfriamento secundário após a laminação a frio, um tratamento térmico de envelhecimento (OA) foi executado na temperatura de parada do resfriamento secundário após a laminação a frio. A faixa da temperatura desse tratamento térmico de envelhecimento (OA) (temperatura de parada do resfriamento secundário após a laminação a frio)

43/60 foi ajustada para não menos que 350*C nem mais que 500*0. Além disso, o tempo do tratamento de envelhecimento (OA) foi ajustado para não menos que 12 segundos nem mais que 400 segundos. Entretanto, em relação ao aço tipo A2, a temperatura do tratamento térmico de envelhecimento foi maior que 500*0, e em relação ao aço tipo G1, a temperatura do tratamento térmico de envelhecimento foi menor que 350*0. Além disso, em relação ao aço tipo D1, o tempo de tratamento de envelhecimento foi menor que 12 segundos, e em relação aos tipos de aço C2 e G1, o tempo de tratamento de envelhecimento foi maior que 400 segundos. A Tabela 3 mostra a temperatura de tratamento térmico do envelhecimento (*C), t2 (segundos), e o tempo de tratamento (segundos) dos respectivos tipos de aço.

Após o tratamento térmico de envelhecimento, a laminação de skin pass a 0,5% foi executada e a avaliação do material foi executada. Incidentalmente, no aço tipo S1, foi executado um tratamento de galvanização por imersão a quente. No aço tipo T1, foi executado um tratamento de ligação em uma região de temperaturas de 450 a 600°C após a galvanização.

A Tabela 4 mostra razões de área (frações estruturais) (%) de ferrita, bainita, perlita, martensita e austenita retida em uma estrutura metálica dos respectivos tipos de aço e, dos respectivos tipos de aço, o diâmetro médio (valor médio) dos grãos de cristal (μιτι), e a razão, nos grãos de cristal, do comprimento dL na direção de laminação para o comprimento dt na direção da espessura da chapa dL/dt. A Tabela 5 mostra, dos respectivos tipos de aço, o valor médio das densidades polo do grupo de orientações {100}<011> a {223}<110> e a densidade polo da orientação de cristal {332}<113> em uma porção central da espessura da chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço. Incidentalmente, a fração estrutural foi avaliada pela fração estrutural antes da laminação de skin pass. Além disso, a Tabela 5 mostra como propriedades mecânicas dos respectivos tipos de aço, a resistência à tração TS (MPa), o alongamento uniforme u-EI (%), e a razão de expansão de furo λ (%) como um índice da capacidade de deformação local. A Tabela 5 mostra rC, rl_, r30, e r60 cada um sendo o valor r.

44/60

Incidentalmente, o teste de tração foi baseado na JIS Z 2241. O teste de expansão de furo foi baseado na Japan Iron and Steel Federation standard JFS T1001. A densidade polo de cada orientação de cristal foi media usando-se o EBSP descrito anteriormente a uma inclinação de 0,5 μιη 5 em uma região de 3/8 a 5/8 na espessura da chapa de uma seção transversal paralela à direção de laminação. Além disso, como índices do alongamento uniforme e da capacidade de expansão de furo, TS x EL foi ajustado para 8000 (MPa %) ou mais, e desejavelmente ajustado para 9000 (MPa %) ou mais, e TS x λ foi ajustado para 30000 (MPa %) ou mais, preferivelmente 10 ajustado para 40000 (MPa %) ou mais, e ainda mais preferivelmente para 50000 (MPa %) ou mais.

Tabela 1 (1^a parte)

	T1/C	C	Si	Mn	P	S	Al	N	0	Si+AI	fi
A	851	0,070	0,08	1,30	0,015	0,004	0,040	0,0026	0,0032	0,12	-
B	851	0,070	0,08	1,30	0,015	0,004	0,040	0,0026	0,0032	0,12
C	865	0,080	0,31	1,35	0,012	0,005	0,016	0,0032	0,0023	0,33
D	865	0,080	0,31	1,35	0,012	0,005	0,016	0,0032	0,0023	0,33
E	858	0,060	0,87	1,20	0,009	0,004	0,038	0,0033	0,0026	0,91
F	858	0,060	0,30	1,20	0,009	0,004	0,500	0,0033	0,0026	0,80
G	865	0,210	0,15	1,62	0,012	0,003	0,026	0,0033	0,0021	0,18	0,021
H	865	0,210	0,90	1,62	0,012	0,003	0,026	0,0033	0,0021	0,93	0,021
I	861	0,035	0,67	1,88	0,015	0,003	0,045	0,0028	0,0029	0,72	-
J	886	0,035	0,67	1,88	0,015	0,003	0,045	0,0028	0,0029	0,72	0,1
K	875	0,180	0,48	2,72	0,009	0,003	0,050	0,0036	0,0022	0,53	-
L	892	0,180	0,48	2,72	0,009	0,003	0,050	0,0036	0,0022	0,53	-
M	892	0,060	0,11	2,12	0,010	0,005	0,033	0,0028	0,0035	0,14	0,036
N	886	0,060	0,11	2,12	0,010	0,005	9,033	0,0028	0,0035	0,14	0,089
0	903	0,040	0,13	1,33	0,010	0,005	0,038	0,0032	0,0026	0,17	0,042
P	903	0,040	0,13	1,33	0,010	0,005	0,038	0,0036	0,0029	0,17	0,042
Q	852	0,180	0,50	0,90	0,008	0,003	0,045	0,0028	0,0029	0,55
R	852	0,190	0,30	1,30	0,080	0,002	0,030	0,0032	0,0022	0,33
S	852	0,180	0,21	1,30	0,010	0,002	0,650	0,0032	0,0035	0,86
T	880	0,035	0,02	1,30	0,010	0,002	0,035	0,0023	0,0033	0,06	0,12
a	856	0,450	0.52	1,33	0,260	0,003	0,045	0,0026	0,0019	0,57
b	1376	0,072	0,15	1,42	0,014	0,004	0,036	0,0022	0,0025	0,19
c	851	0,110	0,23	1,12	0,021	0,003	0,026	0,0025	0,0023	0,26
d	1154	0,250	0,23	1,56	0,024	0,120	0,034	0,0022	0,0023	0,26
e	854	0,250	0,23	1,54	0,020	0,002	0,038	0,0026	0,0032	0,27
f	854	0,250	0,21	1,54	0,020	0,002	0,034	0,0026	0,0023	0,.24
g	853	0,220	0,20	1,53	0,015	0,004	0,031	0,0028	0,0026	0,23
h	852	0,180	2,30	0,90	0,008	0,003	0,045	0,0028	0,0022	0,35

45/60

Tabela 1 (2^a parte/

	Nb	B	Mg	Rem	Ca	Mo	Cr	Ni	w
A	0,00	-		-	-
B	0,00	0,005		-	-
C	0,04	-		-	-
D	0,04	-		-	0,002
E	0,02	-		0,02	-
F	0,02	-		0,02	-
G	0,00	0,002			-	0,03	0,35
H	0,00	0,002			-	0,03	0,35	-
I	0,02	-	0		0,0015	-
J	0,02	-	0		0,0015	-
K	-	-	0		-	0,1
L	0,05	-	0		0,002	0,1
M	0,089	0,001
N	0,036	0,001
0	0,121	9E-04
P	0,121	9E-04
Q	-			0,004					0,1
R								0,1
S
T
a
b	15
c			PJ5
d							5,0
e
f
9
h

Tabela 1 (3^a parte)

	Zr	As	V	Cu	Co	Sn	Pb	Y	Hf	NOTA
A									-	Aço da invenção
B									-	Aço da invenção
C										Aço da invenção
D										Aço da invenção
E										Aço da invenção
F										Aço da invenção
G										Aço da invenção
H										Aço da invenção
I			0,03							Aço da invenção
J			0,03							Aço da invenção
K			0,1							Aço da invenção
L			0,1							Aço da invenção
M			-					0		Aço da invenção
N			-					-	0	Aço da invenção

46/60

0	0	-	-	-	-	0	-	-	-	Aço da invenção
P					0					Aço da invenção
Q										Aço da invenção
R										Aço da invenção
S							0			Aço da invenção
T	-	0,002		0,2						Aço da invenção
a										Aço comparativo
b										Aço comparativo
c										Aço comparativo
d			2,5							Aço comparativo
e					1?					Aço comparativo
f							43			Aço comparativo
g								pj		Aço comparativo
h								-		Aço comparativo

Tabela 2 (1^a parte)

Tipo de aço	Ac 1 /0	T1 0	N° de vezes da redução a 40% ou mais a não menos que 1000*0 nem mais que 12000	Razão de redução a 40% ou mais a não menos que 1000*0 nem mais que 12000	Diâmetro de grão da austenita m	Razão de redução a T1 + 30*0 até T1 + 2000 /%	Geração máxima de calor de trabalho ma redução aT1 + 300 atéT1 + 2000 /%/%
A1	711	851	1	50	140	85	15
A2	711	851	2	45/40	85	80	5
A3	711	851	0		290	65	18
A4	711	851	2	45/45	90	45	18
A5	711	851	2	45/40	85	45	18
A6	711	851	2	45/40	90	43	18
B1	711	851	1	50	145	85	15
B2	711	851	2	45/40	85	75	5
B3	711	851	2	45/40	85	44	18
C1	718	865	2	45/40	80	79	15
C2	718	865	2	45/45	80	76	18
C3	718	865	2	45/45	80	44	15
D1	718	865	2	45/45	80	82	15
D2	718	865	2	45/45	80	67	18
D3	718	865	2	40/40/40	60	76	18
E1	735	735	2	45/45	90	67	13
E2	735	735	0	45/45	90	85	14
E3	735	735	2		320	65	13
F1	719	719	2	45/40	90	67	13
F2	719	719	2	45/40	90	85	14
F3	719	719	2	45/40	95	67	13
G1	716	716	2	45/45	95	85	14
G2	716	716	3	40/45	95	65	12
H1	738	865	2	40/40/40	55	65	16
11	722	861	1	45/40	95	75	17

47/60

12	722	861	1	50	130	65	18
13	722	861	2	70	140	85	40
Π	722	886	1	45/40	85	65	17
j2	722	886	1	50	125	65	18
j3	722	886	3	50	125	65	18
Κ1	708	875	3	40/40/40	65	75	18
L1	708	892	3	40/40/40	70	65	18
Μ1	704	892	0	40/40/40	65	75	10
M2	704	892	3		390	65	30
Ν1	704	886	2	40/40/40	65	75	10
01	713	903	2	45/45	75	85	15
02	713	903	2	45/45	120	65	12
Ρ1	713	903	2	45/45	70	85	13
Ρ2	713	903	2	45/40	80	78	14
Ρ3	713	903	2	45/45	80	68	18
Ρ4	713	903	2	45/45	90	84	15
Q1	728	852	2	45/45	80	85	10
02	728	852	1	45/40	95	76	18
Q3	728	852	1	50	145	84	14
04	728	852	1	50	130	66	17
R1	733	852	2	45/45	80	85	12
R2	733	852	2	45/45	75	85	12
R3	733	852	2	45/45	80	65	13
R4	733	852	2	45/45	70	85	12
S1	715	852	2	45/45	80	75	12
S2	715	852	2	45/45	65	75	12
S3	715	852	2	45/45	80	70	16
S4	715	852	2	45/45	85	75	12
Τ1	710	880	2	45/45	75	70	12
Τ2	710	880	2	45/45	75	70	12
Τ3	710	880	2	45/45	110	75	12
Τ4	710	880	2	45/45	80	75	14
Τ5	710	880	2	45/45	75	65	12
Τ6	710	880	2	45/45	85	75	15
Τ7	710	880	2	45/45	75	80	12
a1	724	855
b1	712	1376
c1	718	851
d1	798	1154
e'1	713	850
f1	713	850
gi	712	950
h1	780	852

48/60

Tabela 2 (2^a parte)

Tipo de aço	TF Temperatura após a redução final a 30% ou mais/G	Razão de redução do passe antes do final aT1 + 30Caté T1 + 2000/*C	Razão de redução do passe final a T1 +300 até T1 + 200C/*%	Razão de redução na redução na região de temperaturas de menos de T1 30C/%	t1	Tempo de espera para início do resfriamento primário pré-laminação a frio após o término da laminação final a 30% ou mais ./s
A1	935	40	40	0	0,57	0,68
A2	891	40	35	0	1,77	2,12
A3	930	30	30	0	1,08	1,29
A4	925	20	20	10	1,70	2,05
A5	930	20	20	10	1,63	1,95
A6	935	20	20	10	1,55	1,86
B1	935	40	40	0	0,57	0,68
B2	892	35	35	0	1,75	2,09
B3	930	20	20	10	1,63	1,96
C1	945	37	37	0	0,76	0,91
C2	920	40	31	0	1,54	1,85
C3	1080	10	30	0	0,23	0,27
D1	950	40	37	0	0,67	0,80
D2	922	31	31	0	1,50	1,80
D3	922	40	31	0	1,50	1,80
E1	955	31	31	0	0,73	0,87
E2	933	40	40	0	0,73	0,88
E3	930	30	30	0	1,21	2,31
F1	955	31	31	0	0,73	1,38
F2	933	40	40	0	0,73	1,39
F3	955	31	31	0	0,73	1,38
G1	935	40	40	0	0,84	1,59
G2	875	30	30	10	2,79	5,30
H1	970	30	30	0	0,66	1,26
11	961	40	30	0	0,73	1,39
I2	922	30	30	0	1,44	2,73
I3	860	40	40	20	3,14	6,91
ii	960	30	30	0	1,17	2,58
j2	920	30	30	0	2,09	10,30
j3	920	30	30	0	2,09	4,60
K1	990	40	30	0	0,53	1,17
L1	990	30	30	0	0,77	1,69
M1	943	35	35	0	1,46	3,21
M2	942	20	40	0	1,32	2,90
N1	940	35	35	0	1,40	3,09
01	985	40	40	0	0,61	1,34
02	880	30	30	20	3,92	8,62
P1	1012	40	40	0	0,25	0,56
P2	944	38	38	40	0,76	0,93
P3	924	30	30	35	1,50	1,82

49/60

Ρ4	930	40	40	0	0,73	0,89
Q1	958	40	40	0	0,28	0,62
02	962	40	30	0	0,73	1,40
Q3	938	42	40	0	0,57	0,69
04	925	31	32	0	1,44	2,75
R1	996	40	40	0	0,14	0,31
R2	990	40	40	0	0,13	0,10
R3	996	35	35	0	0,15	0,10
R4	999	40	40	0	0,15	0,11
S1	958	30	40	0	0,28	0,62
S2	958	30	40	0	0,28	0,18
S3	960	35	35	0	0,41	0,37
S4	959	30	40	0	0,27	0,21
T1	985	30	35	0	0,44	0,98
T2	984	30	35	0	0,46	1,02
T3	984	35	35	0	0,46	1,02
T4	984	30	40	0	0,30	0,66
T5	983	35	35	0	0,48	1,05
T6	984	30	40	0	0,30	0,66
T7	982	30	35	0	0,49	1,08
a1
b1
c1		OCORREU FRATURA DURANTE A LAMINAÇÃO
d1		A QUENTE
e'1
f1
£L·
h1

Tabela 2	'3^a parte)
Tipo de aço	trt1	Quantidade de resfriamento primário prélaminação a frio rc	Taxa de resfriamento primário pré laminação a frioC/s	Tempo para o início do resfriamento secundário pré laminaçãoalrio ,/s	Taxa de resfriamento secundário pré laminação a frioC/s	Temperatura de bobk namento/C
A1	1,20	85	71	3,0	185,0	426
A2	1,20	95	60	3,0	190,0	427
A3	1,20	100	60	4,0	140,0	413
A4	1,20	125	60	3,0	220,0	477
A5	1,20	130	60	3,0	10,0	328
A6	1,20	115	58	3,0	83,0	596
B1	1,20	110	60	3,0	225,0	312
B2	1,20	90	69	3,0	189,0	434
B3	1,20	130	60	3,0	75,0	335

50/60

C1	1,20	90	60	2,0	130,0	423
C2	1,20	100	60	3,0	200,0	426
C3	1,20	110	55	2,-	210,0	329
D1	1,20	110	60	3,0	200,0	496
D2	1,20	90	75	3,0	110,0	452
D3	1,20	95	70	38,0	320,0	514
E1	1,20	80	73	3,0	215,0	477
E2	1,20	75	70	3,0	105,0	518
E3	1,90	100	71	3,0	135,0	660
F1	1,90	80	70	3,0	210,0	477
F2	1,90	110	70	3,0	200,0	518
F3	1,90	100	100	3,0	158,0	484
G1	1,90	90	70	3,0	165,0	448
G2	1,90	125	70	3,0	160,0	494
H1	1,90	110	70	3,0	77,0	416
11	1,90	110	79	3,0	188,0	546
I2	1,90	110	70	3,0	75,0	443
I3	2,20	90	70	3,0	175,0	521
\|1	2,20	95	70	2,0	160,0	465
j2	4,93	100	63	3,0	70,0	532
j3	2,20	235	70	3,0	78,0	380
K1	2,20	90	70	3,0	165,0	437
L1	2,20	90	70	3,0	75,0	375
M1	2,20	125	74	3,0	145,0	378
M2	2,20	80	70	3,0	166,0	394
N1	2,20	100	65	3,0	186,0	431
01	2,20	110	65	2,0	100,0	335
02	2,20	90	50	3,0	95,0	384
P1	2,20	95	65	3,0	104,0	435
P2	1,23	95	55	2,0	135,0	425
P3	1,22	95	75	3,0	105,0	455
P4	1,22	75	77	3,0	210,0	510
Q1	2,20	110	65	3,0	75,0	482
02	1,92	115	80	3,0	192,0	549
Q3	1,21	105	65	3,0	221,0	316
04	1,91	105	75	3,0	78,0	448
R1	2,20	90	65	3,0	180,0	410
R2	0,80	90	75	3,0	180,0	410
R3	0,70	90	65	2,5	145,0	420
R4	0,75	90	65	3,0	180,0	425
S1	2,20	90	53	3,0	180,0	401
S2	0,65	90	65	3,0	140,0	401
S3	0,90	90	65	2,0	160,0	430
S4	0,80	90	69	3,0	140,0	435
T1	2,20	95	75	2,0	180,0	359
T2	2,20	25	75	2,0	180,0	356
T3	2,20	95	30	2,0	167,0	478

51/60

T4	2,20	95	75	2,0	166,0	359
T5	2,20	95	68	2.5	180,0	440
T6	2,20	95	75	2,0	187,0	362
T7	2,20	95	75	3,0	180,0	355
a1 b1 c1 d1 e'1 f1 gi h1

Tabela 3 (1^a parte)

Tipo de aço	Razão de laminação afrio(%)	HR1 (O/s)	HR2(€/s)	Temperatura de aquecimento (C)	Tempo de retenção à temperatura de aquecimento (s)	Taxa de resfriamento primário após a laminação a frio (üs)
A1	34	7,0	2,5	956	168	11
A2	38	2,6	0,9	750	131	44
A3	42	0,9	0,3	800	142	10
A4	39	5,3	1,8	834	104	12
A5	41	7,9	2,8	778	121	11
A6	52	1,8	0,6	770	128	11
B1	60	8,8	3,1	776	149	11
B2	60	8,8	3,1	820	113	10
B3	41	8,8	3,1	792	91	12
C1	47	4,4	1,5	840	157	11
C2	32	8,8	3,1	830	146	11
C3	60	8,8	3,1	808	174	12
D1	32	7,0	2,5	780	46	10
D2	31	1,8	0,6	886	176	11
D3	38	3,5	1,2	843	145	9
E1	48	0,9	0,3	867	111	10
E2	50	7,0	1,7	774	114	9
E3	33	7,9	1,9	756	150	12
F1	48	1,8	0,4	867	163	10
F2	50	0,9	0,2	780	66	9
F3	33	8,8	2,1	760	118	10
G1	43	8,8	2,1	808	123	12
G2	60	6,2	1,5	768	99	11
H1	44	3,5	0,8	794	117	10
11	34	7,0	1,7	895	158	10
I2	40	4,4	1,1	856	68	12
I3	38	1,8	0,4	880	168	12
Π	35	5,3	1,3	775	127	9
j2	57	6,2	1,5	783	111	10
J3	66	6,2	1,5	846	180	9

52/60

K1	44	6,2	1,5	770	103	9
L1	52	8,8	2,1	775	136	9
M1	40	7,0	2,5	780	152	11
M2	35	0,9	0,3	870	110	11
N1	31	7,9	2,9	850	142	12
01	54	1,8	0,6	756	131	11
02	47	7,9	2,9	790	166	12
P1	33	8,8	3,2	850	124	12
P2	46	4,3	1,5	842	158	11
P3	30	1,7	0,6	888	175	11
P4	51	7,1	1,7	775	113	9
Q1	55	7,0	2,7	899	157	10
02	35	7,0	1,7	588	159	10
Q3	62	8,9	3,1	778	Pá	11
04	41	4,4	1,1	857	1360	12
R1	37	5,3	2,0	883	158	11
R2	44	6,2	2,3	873	67	11
R3	37	0,9	0,3	870	99	10
R4	36	0,9	0,3	854	111	11
S1	50	1,8	0,7	766	101	11
S2	48	8,8	3,3	770	119	12
S3	49	7,0	2,7	780	87	11
S4	50	0,9	0,3	765	95	9
T1	47	1,8	0,7	760	121	12
T2	47	6,2	2,3	880	54	12
T3	44	0,9	0,3	776	74	11
T4	14	1,8	0,7	890	91	12
T5	89	8,8	3,3	774	130	9
T6	47	02	0,1	768	138	10
T7	43	1,8	1,6	761	85	12
a1
b1
c1
d1
e'1
f1
gi
h1

Tabela 3 (2^a parte)

Tipo de aço	Temperatura de parada do resfriamento primário após a laminação a frio fC)	Taxa de resfriamento secundário após a laminação a frio W	Temperatura na OA (Ό)	Tempo de retenção na 0A (s)	t2 (s)	Presença/ ausência de galvanização	Temperatura de ligação (C)
A1	650	50	480	226	61	AUSÊNCIA	-
A2	5]0	50	480	226	61	AUSÊNCIA	-
A3	740	50	370	226	61	AUSÊNCIA	-

53/60

Α4	655	50	370	226	61	AUSÊNCIA
Α5	639	3	570	230	400	AUSÊNCIA
Α6	700	50	372	220	55	AUSÊNCIA
Β1	689	50	450	185	20	AUSÊNCIA
Β2	688	49	450	185	20	AUSÊNCIA
Β3	632	50	440	182	17	AUSÊNCIA
C1	727	49	450	185	20	AUSÊNCIA
C2	682	48	317	550	400	AUSÊNCIA
C3	681	49	480	226	61	AUSÊNCIA
D1	673	49	480	36	61	AUSÊNCIA
D2	659	49	326	276	400	AUSÊNCIA
D3	588	50	405	183	18	AUSÊNCIA
E1	694	49	406	183	18	AUSÊNCIA
E2	737	49	380	203	38	AUSÊNCIA
E3	700	49	415	181	16	AUSÊNCIA
F1	694	48	406	183	18	AUSÊNCIA
F2	737	48	444	183	18	AUSÊNCIA
F3	666	48	410	182	17	AUSÊNCIA
G1	598	49	265	575	400	AUSÊNCIA
G2	679	50	458	190	25	AUSÊNCIA
H1	702	48	363	254	89	AUSÊNCIA
11	636	50	456	189	24	AUSÊNCIA
I2	707	48	356	301	136	AUSÊNCIA
I3	591	49	365	244	79	AUSÊNCIA
j1	733	48	373	218	53	AUSÊNCIA
j2	725	50	459	191	26	AUSÊNCIA
j3	737	49	370	226	61	AUSÊNCIA
K1	760	49	434	181	16	AUSÊNCIA
L1	657	50	416	181	16	AUSÊNCIA
M1	730	48	441	182	17	AUSÊNCIA
M2	612	49	385	197	32	AUSÊNCIA
N1	588	49	476	215	50	AUSÊNCIA
01	660	50	477	218	53	AUSÊNCIA
02	647	49	406	183	18	AUSÊNCIA
P1	593	49	459	191	26	AUSÊNCIA
P2	726	49	452	185	20	AUSÊNCIA
P3	660	49	325	276	400	AUSÊNCIA
P4	740	358	379	203	38	AUSÊNCIA
Q1	746	49	450	185	20	AUSÊNCIA
02	635	50	455	189	24	AUSÊNCIA
Q3	690	50	449	185	20	AUSÊNCIA
04	705	48	357	301	136	AUSÊNCIA
R1	719	50	466	198	33	AUSÊNCIA
R2	725	49	477	218	53	AUSÊNCIA
R3	718	50	476	215	50	AUSÊNCIA
R4	719	48	420	180	15	AUSÊNCIA
S1	652	50	450	185	20	PRESENÇA	SEM LIGAÇÃO

54/60

S2	662	47	449	185	20	AUSÊNCIA
S3	670	50	458	190	25	AUSÊNCIA
S4	668	48	452	186	21	AUSÊNCIA
T1	642	49	422	180	15	PRESENÇA	585
T2	670	49	378	207	42	AUSÊNCIA
T3	655	50	376	211	46	AUSÊNCIA
T4	657	50	446	184	19	AUSÊNCIA
T5	660	49	389	192	27	AUSÊNCIA
T6	735	48	467	199	34	AUSÊNCIA
T7	732	49	389	192	27	AUSÊNCIA
a1	OCORREU
b1	FRATURA
c1	DURANTE
d1	A LAMINAÇÃO
e'1	A QUENTE
f1
gi
h1

Tabela 4 (I^a parte)

Tipo de aço	Fração de fenita(%)	Fração de bainita(%)	Fração de perlita (%)	Fração de martensita (%)	Fração de γ retida (%)
A1	57,2	39,5	3,1	0,1	0,1
A2	2,0	9£4	0,2	0,3	0,1
A3	59,2	40,0	0,1	0,4	0,3
A4	62,9	36,0	0,2	0,6	0,3
A5	56,2	33,4	0,1	10J	0,2
A6	61,6	38,0	0,1	0,1	0,2
B1	60,6	39,0	0,1	0,1	0,2
B2	55,0	44,0	0,1	0,7	0,2
B3	60,7	37,0	0,1	0,9	1,3
C1	64,0	35,0	0,1	0,6	0,3
C2	60,0	43	0,1	0,8	34,8
C3	65,4	33,0	0,4	0,9	0,3
D1	53,8	6,0	0,1	39JJ	0,3
D2	58,0	38,0	3,1	0,8	0,1
D3	42,3	57,0	0,1	0,5	0,1
E1	55,5	41,9	2,1	0,4	0,1
E2	53,1	42,7	4,0	0,0	0,2
E3	67,2	28,0	3,7	0,9	0,2
F1	55,5	41,9	1,5	0,9	0,2
F2	53,1	43,0	3,1	0,5	0,3
F3	53,3	44,7	1,5	0,3	0,2
G1	57,4	2Í	0,2	402	0,2
G2	59,8	35,0	3,7	0,3	0,2
H1	56,2	40,0	3,2	0,5	0,1
11	50,9	46,0	2,7	0,2	0,2
I2	67,9	30,0	1,3	0,5	0,3

55/60

13	56,7	40,0	2,4	0,6	0,3
j1	52,8	45,0	1,5	0,5	0,2
j2	58,0	40,0	1,7	0,1	0,2
j3	53,1	43,0	3,5	0,2	0,2
K1	90J	22	u	0,1	0,1
L1	47,3	52,1	0,2	0,3	0,1
M1	64,2	35,0	0,3	0,4	0,1
M2	53,9	43,0	2,8	0,2	0,2
N1	56,4	39,0	4,1	0,3	0,2
01	59,1	38,0	3,3	0,4	0,2
02	62,1	33,0	4,3	0,4	0,2
P1	56,9	40,0	2,7	0,3	0,1
P2	64,0	35,0	0,1	0,6	0,3
P3	58,0	38,0	3,1	0,8	0,1
P4	43,2	12	0,1	55J	0,3
Q1	59,7	38,0	2,1	0,1	0,1
02	862	2,2	114	0,2	0,2
Q3	78,9	15	0,1	19,3	0,2
04	67,9	30,0	1,3	0,5	0,3
R1	63,3	34,5	2,0	0,1	0,1
R2	63,1	35,2	1,3	0,2	0,2
R3	61,8	35,7	2,1	0,2	0,2
R4	58,9	38,9	1,9	0,1	0,2
S1	57,4	40,0	2,4	0,1	0,1
S2	59,4	39,2	1,1	0,2	0,1
S3	58,8	39,0	1,9	0,1	0,2
S4	52,9	45,2	1,6	0,1	0,2
T1	61,6	36,0	2,2	0,1	0,1
T2	61,5	36,5	1,8	0,1	0,1
T3	61,0	38,0	0,8	0,1	0,1
T4	56,9	40,3	2,1	0,4	0,3
T5	61,4	37,9	0,4	0,2	0,1
T6	60.6	38,6	0,5	0,2	0,1
T7	59,0	39,8	9,5	0,4	0,3
a1
b1
c1					OCORREU
d1					FRATURA
e'1					DURANTE
f1					A LAMINAÇÃO
gi					A QUENTE
h1

Tabela 4 (2^a parte)

Tipo de aço	Diâmetro (pm)	dL(pm)	dT(pm)	Expressão 3 dL/dt	Nota
A1	230,0	235,9	213,8	1,1	AÇO COMPARATIVO
A2	5,8	5,4	3,2	1,7	AÇO COMPARATIVO
A3	102	9,6	9,6	1,0	AÇO COMPARATIVO

56/60

Α4	8J)	7,6	2,3	3J	AÇO COMPARATIVO
Α5	8J)	7,6	1,9	40	AÇO COMPARATIVO
Α6	19	7,5	0,8	9J)	AÇO COMPARATIVO
Β1	5,3	4,9	2,7	1,8	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
Β2	5,8	5,4	2,5	2,1	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
Β3	8J)	7,6	1,8	41	AÇO COMPARATIVO
C1	5,5	5,1	2,6	1,9	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
C2	6,1	5,7	2,4	2,3	AÇO COMPARATIVO
C3	5,7	5,3	2,5	2,1	AÇO COMPARATIVO
D1	5,4	5,0	2,0	2,6	AÇO COMPARATIVO
D2	6,1	6,9	4,6	1,5	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
D3	110	11,8	7,8	1,5	AÇO COMPARATIVO
E1	6,0	6,8	3,3	2,1	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
E2	5,3	6,1	3,3	1,8	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
E3	1ÇL9	11,7	7,8	1,5	AÇO COMPARATIVO
F1	6,0	6,8	5,6	1,2	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
F2	5,3	6,1	3,2	1,9	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
F3	6,0	6,8	3,9	1,7	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
G1	5,3	6,1	3,2	1,9	AÇO COMPARATIVO
G2	6,4	7,2	7,0	1,0	AÇO COMPARATIVO
H1	6,0	6,8	3,0	2,2	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
11	6,1	6,9	3,3	2,1	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
I2	6,2	7.0	2,5	2,8	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
I3	8J	9,1	4,5	2,0	AÇO COMPARATIVO
j1	6,1	6,0	2,7	2,2	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
j2	9j)	8,9	4,1	2,2	AÇO COMPARATIVO
j3	6,2	6,1	5,0	1,2	AÇO COMPARATIVO
K1	6,0	5,9	3,4	1,7	AÇO COMPARATIVO
L1	6,0	6,3	3,6	1,7	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
M1	5,6	5,9	2,0	2,9	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
M2	8J	8,6	5,7	1,5	AÇO COMPARATIVO
N1	5,6	5,9	2,9	2,0	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
01	5,1	5,4	3,2	1,7	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
02	8J	8,6	2,4	3,6	AÇO COMPARATIVO
P1	5,1	5,4	2,1	2,5	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
P2	2,5	2,8	0,6	47	AÇO COMPARATIVO
P3	2,8	2,9	0,7	41	AÇO COMPARATIVO
P4	5,3	6,1	3,3	1,8	AÇO COMPARATIVO
Q1	5,2	5,5	2,4	2,3	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
02	6,1	6,9	3,3	2,1	AÇO COMPARATIVO
Q3	5,3	4,9	2,7	1,8	AÇO COMPARATIVO
04	220,5	221,0	220,0	2,8	AÇO COMPARATIVO
R1	5,1	5,4	2,1	2,6	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
R2	4,1	4,4	1,8	2,5	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
R3	4,2	4,5	1,9	2,4	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
R4	4,0	4,3	1,9	2,3	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
S1	5,2	5,5	3,3	1,7	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO

57/60

S2	4,0	4,3	1,7	2,5	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
S3	4,0	4,3	2,0	2,2	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
S4	4,1	4,4	1,6	2,8	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
T1	5,5	5,8	3,5	1,7	AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO
T2	8J	8,9	2,4	32	AÇO COMPARATIVO
T3	8,5	8,8	2,5	3Jj	AÇO COMPARATIVO
T4	9j)	9,3	0,9	10J)	AÇO COMPARATIVO
T5	4,0	4,3	1,9	2,3	AÇO COMPARATIVO
T6	3,8	4,1	1,8	2,3	AÇO COMPARATIVO
T7	4,4	4,7	2,8	1,7	AÇO COMPARATIVO
a1		AÇO COMPARATIVO
b1	AÇO COMPARATIVO
c1	AÇO COMPARATIVO
d1	AÇO COMPARATIVO
e'1	AÇO COMPARATIVO
f1	AÇO COMPARATIVO
gi	AÇO COMPARATIVO
h1	AÇO COMPARATIVO

Tabela 5 (1^a parte'

Tipo de aço	TS (Mpa)	u-EL (%)	EL (%)	λ (%)	Valor médio da densidade polo do grupo de orientações {100}<011> a {223}<110>	Densidade polo da orientação de cristal {332}<113>
A1	645	10	12	44,0	2,9	2,6
A2	560	6	9	36,0	1,7	2,0
A3	830	11	15	86,6	2,9	2,4
A4	751	12	18	44,0	1,8	2,4
A5	886	14	20	43,0	2,9	2,4
A6	779	13	18	39,0	2,9	2,4
B1	804	13	18	91,7	1,5	1,7
B2	914	14	19	82,8	2,1	2,6
B3	797	13	18	45,0	3,7	1,6
C1	737	12	18	95,4	1,7	2,5
C2	814	13	22	65,2	2,4	2,8
C3	708	12	17	96,6	1,9	2,7
D1	1083	11	15	48,0	2,7	3,0
D2	855	13	19	85,4	1,7	1,6
D3	1168	15	22	55,0	1,9	1,9
E1	904	14	19	82,6	2,1	2,5
E2	956	14	20	78,5	1,8	2,2
E3	668	12	17	90,0	3,3	3,4
F1	900	14	19	83,4	1,4	1,3
F2	954	14	20	78,4	2,1	2,1
F3	947	14	20	80,4	4,3	2,0
G1	1073	9	13	62,6	1,6	2,6
G2	817	13	19	39,0	5i2	4.5
H1	891	14	19	82,4	2,2	2,7
11	997	14	20	75,9	2,5	2,2

58/60

12	657	12	17	99,5	3,1	3,1
13	881	14	29	46,0	2,3	1,6
j1	959	14	20	78,9	2,0	2,7
j2	854	13	19	44,0	2,5	2,4
j3	953	14	20	39,0	4,8	4,3
K1	365	16	22	32,0	1,5	2,2
L1	853	12	17	85,9	1,5	2,2
M1	727	12	17	95,5	2,9	3,6
M2	936	14	20	38,0	4,1	0,9
N1	883	14	19	82,9	1,9	2,6
01	852	13	19	85,8	1,8	2,0
02	764	13	18	41,0	5j6	44
P1	873	13	19	84,1	2,2	3,3
P2	1051	9	10	26,1	6J	5,8
P3	1042	9	10	25,8	6,0	5£
P4	1113	6	7	23,1	1,8	2,2
Q1	818	13	19	88,9	2,3	2,7
02	485	12	13	55,0	2,5	2,2
Q3	568	10	11	51,2	1,5	1,7
04	657	11	12	34,0	3,1	3,1
R1	752	13	18	93,3	2,6	3,1
R2	1080	13	24	74,0	2,6	3,0
R3	1073	17	24	73,7	2,5	2,9
R4	1060	16	23	74,3	2,3	2,6
S1	868	13	19	85,8	1,6	2,1
S2	1020	16	22	77,0	2,0	2,4
S3	1050	16	23	74,9	1,9	2,3
S4	1020	15	21	75,2	1,5	1,8
T1	780	13	18	92,1	1,8	1,9
T2	720	12	17	39,0	52	46
T3	735	12	17	41,0	5j5	43
T4	986	15	21	36,0	5J?	44
T5	998	16	22	35,0	6,2	5J
T6	898	14	20	32,0	6J	46
T7	880	6	9	33,0	62	4Z
a1
b1					OCORREU
c1					FRATURA
d1					DURANTE
e'1					ALAMINAÇÃO
f1					A QUENTE
gi

Tabela 5 (2^a parte)

Tipo de aço	rC	rL	r30	r60	Nota
A1	0,79	0,84	1,10	1,10	EXEMPLO COMPARATIVO
A2	0,74	0,79	1,06	1,04	EXEMPLO COMPARATIVO
A3	0,74	0,79	0,97	0,98	EXEMPLO COMPARATIVO

59/60

Α4	0J8	0J53	121	131	EXEMPLO COMPARATIVO
Α5	0,74	0,79	0,97	0,98	EXEMPLO COMPARATIVO
Α6	0,74	0,79	0,97	0,98	EXEMPLO COMPARATIVO
Β1	0,71	0,76	1,03	1,02	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
Β2	0,71	0,76	1,07	1,05	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
Β3	0,54	0£9	127	122	EXEMPLO COMPARATIVO
C1	0,71	0,76	1,03	1,02	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
C2	0,71	0,76	1,05	1,04	EXEMPLO COMPARATIVO
C3	0^4	0J9	122	1,01	EXEMPLO COMPARATIVO
D1	0,71	0,76	1,03	1,02	EXEMPLO COMPARATIVO
D2	0,71	0,76	1,05	1,04	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
D3	0,71	0,76	1,05	1,04	EXEMPLO COMPARATIVO
E1	0,72	0,77	1,07	1,06	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
E2	0,72	0,77	1,09	1,07	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
E3	0,72	0,77	1,06	1,04	EXEMPLO COMPARATIVO
F1	0,72	0,77	1,07	1,05	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
F2	0,72	0,77	1,08	1,07	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
F3	0,85	0,90	1,44	1,35	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
G1	0,71	0,76	1,03	1,02	EXEMPLO COMPARATIVO
G2		0J4	123	118	EXEMPLO COMPARATIVO
H1	0,70	0,75	1,02	1,02	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
11	0,72	0,77	1,07	1,05	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
I2	0,74	0,79	1,11	1,09	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
I3	0,74	0,79	1,09	1,09	EXEMPLO COMPARATIVO
j1	0,72	0,77	1,07	1,06	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
j2	0,74	0,79	1,09	1,09	EXEMPLO COMPARATIVO
j3	0£5	0J60	1,09	1,09	EXEMPLO COMPARATIVO
K1	0,70	0,75	1,05	1,04	EXEMPLO COMPARATIVO
L1	0,71	0,76	1,06	1,04	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
M1	0,70	0,75	1,04	1,03	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
M2	0,88	0,93	1,04	1,03	EXEMPLO COMPARATIVO
N1	0,70	0,75	1,05	1,04	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
01	0,70	0,75	1,03	1,02	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
02	0J55	0,60	146	137	EXEMPLO COMPARATIVO
P1	0,71	0,76	1.04	1,03	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
P2	0,49	0J4	151	121	EXEMPLO COMPARATIVO
P3	0^8	0/55	149	125	EXEMPLO COMPARATIVO
P4	0,72	0,77	1,09	1,07	EXEMPLO COMPARATIVO
Q1	0,71	0,76	1,04	1,03	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
02	0,72	0,77	1,07	1,05	EXEMPLO COMPARATIVO
Q3	0,71	0,76	1,03	1,02	EXEMPLO COMPARATIVO
04	0,74	0,79	1,11	1,09	EXEMPLO COMPARATIVO
R1	0,71	0.76	1,04	1,03	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
R2	0,69	0,74	1,03	1,04	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
R3	0,77	0,82	1,02	1,02	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
R4	0,72	0,77	1,04	1,03	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
S1	0,71	0,76	1,05	1,04	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO

60/60

S2	0,72	0,77	1,05	1,03	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
S3	0,71	-0,76	1,02	1,03	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
S4	0,78	0,83	1,08	1,04	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
T1	0,71	0,76	1,07	1,05	EXEMPLO DA PRESENTE IKNVENÇÃO
T2	0£2	0£7	147	139	EXEMPLO COMPARATIVO
T3	0£3	OJ58	145	137	EXEMPLO COMPARATIVO
T4	0^5	0J0	144	140	EXEMPLO COMPARATIVO
T5	0^8	0^3	157	142	EXEMPLO COMPARATIVO
T6	0^5	0J0	162	141	EXEMPLO COMPARATIVO
T7	0£7	0jB2	159	144	EXEMPLO COMPARATIVO
a1					EXEMPLO COMPARATIVO
b1					EXEMPLO COMPARATIVO
c1					EXEMPLO COMPARATIVO
d1					EXEMPLO COMPARATIVO
e'1					EXEMPLO COMPARATIVO
f1					EXEMPLO COMPARATIVO
_					EXEMPLO COMPARATIVO

Aplicabilidade Industrial

Conforme descrito previamente, de acordo com a presente invenção, é possível fornecer uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência que não tenha grande anisotropia, mesmo quando Nb, Ti e/ou simila5 res são adicionados e tem excelente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo. Assim, a presente invenção é uma invenção tendo alta aplicabilidade industrial.

Explicação dos códigos linha de laminação a quente contínua laminador de desbaste laminador de acabamento chapa de aço laminada a quente mesa de saída cadeira de laminação bocal de resfriamento entre cadeiras bocal de resfriamento 11

Claims

REIVINDICAÇÕES

1. Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, caracterizada pelo fato de que consiste em:

em % em massa,

C: 0,01 a 0,4%;

Si: 0,001 a 2,5%;

Mn: 0,001 a 4,0%;

P: 0,001 a 0,15%;

S: 0,0005 a 0,03%;

Al: 0,001 a 2,0%;

N: 0,0005 a 0,01%; e

O: 0,0005 a 0,01%;

na qual Si + Al é limitado a menos de 1,0%, e opcionalmente, um tipo ou dois ou mais tipos entre, em % em massa,

Ti: 0,001 a 0,2%,

Nb: 0,001 a 0,2%,

B: 0,0001 a 0,005%,

Mg: 0,0001 a 0,01%,

Rem: 0,0001 a 0,1%,

Ca: 0,0001 a 0,01%,

Mo: 0,001 a 1,0%,

Cr: 0,001 a 2,0%,

V: 0,001 a 1,0%,

Ni: 0,001 a 2,0%,

Cu: 0,001 a 2,0%,

Zr: 0,0001 a 0,2%,

W: 0,001 a 1,0%,

As: 0,0001 a 0,5%,

Co: 0,0001 a 1,0%,

Sn: 0,0001 a 0,2%,

Petição 870180145419, de 29/10/2018, pág. 10/20
2/7

Pb: 0,001 a 0,1%,

Y: 0,001 a 0,10%, e

Hf: 0,001 a 0,10%, e o equilíbrio sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, 5 em que em uma porção central da espessura da chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 na espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço, o valor médio das densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> representado pelas respectivas orientações de cristal de 10 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, e {223}<110> é 5,0 ou menos, e a densidade polo da orientação de cristal {332}<113> é 4,0 ou menos, a estrutura metálica contém 5 a 80% de ferrita, 5 a 80% de bainita, e 1 % ou menos de martensita em termos razão de área e o total de mar15 tensita, perlita, e austenita retida é 5% ou menos, e um valor r (rC) em uma direção perpendicular à direção de laminação é 0,70 ou mais, e um valor r (r30) em uma direção a 30° a partir da direção de laminação é 1,10 ou menos.

2. Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo exce20 lente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que o valor r (rL) na direção de laminação é 0,70 ou mais, e o valor r (r60) em uma direção a 60°a partir da direção de laminação é 1,10 ou menos.
3. Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo exce25 lente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que, na estrutura metálica, o volume médio dos grãos de cristal é 7 μιτι ou menos, e o valor médio de uma razão dos grãos de cristal, o comprimento dL na direção de laminação para o comprimento dt na direção da espessura da chapa: dL/dt 3,0 ou me30 nos.
4. Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo

Petição 870180145419, de 29/10/2018, pág. 11/20

3/7 com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que, na superfície, a galvanização por imersão a quente é executada.
5. Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tem excelente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 4, caracterizada pelo fato de que, após a galvanização por imersão a quente, um tratamento de ligação é executado à 450 a 600°C.
6. Método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 5, caracterizado pelo fato de que compreende:

em um bloco de aço consistindo em :

em % em assa,

C: 0,01 a 0,4%;

Si: 0,001 a 2,5%;

Mn: 0,001 a 4,0%;

P: 0,001 a 0,15%;

S: 0,0005 a 0,03%;

Al: 0,001 a 2,0%;

N: 0,0005 a 0,01%; e

O: 0,0005 a 0,01%;

na qual Si + Al é limitado a menos de 1,0%, e opcionalmente, um tipo ou dois ou mais tipos entre, em % em massa,

Ti: 0,001 a 0,2%,

Nb: 0,001 a 0,2%,

B: 0,0001 a 0,005%,

Mg: 0,0001 a 0,01%,

Rem: 0,0001 a 0,1%,

Ca: 0,0001 a 0,01%,

Mo: 0,001 a 1,0%,

Cr: 0,001 a 2,0%,

V: 0,001 a 1,0%,

Petição 870180145419, de 29/10/2018, pág. 12/20

4/7

Ni: 0,001 a 2,0%,

Cu: 0,001 a 2,0%,

Zr: 0,0001 a 0,2%,

W: 0,001 a 1,0%,

As: 0,0001 a 0,5%,

Co: 0,0001 a 1,0%,

Sn: 0,0001 a 0,2%,

Pb: 0,001 a 0,1%,

Y: 0,001 a 0,10%, e

Hf: 0,001 a 0,10%, e o equilíbrio sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, executar uma primeira laminação a quente na qual a laminação a uma razão de redução de 40% ou mais é executado uma vez ou mais em uma faixa de temperaturas de não menos que 1000°C nem mais que 1200°C;

ajustar o diâmetro de grão de austenita para 200 pm ou menos por uma primeira laminação a quente;

executar uma segunda laminação a quente na qual a laminação a uma razão de redução de 30% ou mais é executada em um passe pelo menos uma vez em uma região de temperaturas de não menos que uma temperatura T1 + 30°C nem mais que T1 + 200°C determinada pela Expressão (1) abaixo;

ajustar a razão de redução total na segunda laminação a quente para 50% ou mais;

executar a redução final a uma razão de redução de 30% ou mais na segunda laminação a quente e, então, iniciar o resfriamento primário pré-laminação a frio de maneira tal que o tempo de espera t segundos satisfaz a Expressão (2) abaixo;

ajustar a taxa média de resfriamento no resfriamento primário para 50*C/s ou mais e executar o resfriamento primá rio de maneira que a mudança na temperatura esteja em uma faixa de não menos que 40*C nem mais que 140O;

Petição 870180145419, de 29/10/2018, pág. 13/20

5/7 executar a laminação a frio a uma razão de redução de não menos que 30% nem mais que 70%;

executar o aquecimento até uma região de temperaturas de 700 a 900°C e executar a retenção por não menos que 1 segundo nem mais que 1000 segundos;

executar o resfriamento primário após a laminação a frio até uma região de temperaturas de 580 a 750*C a uma taxa mé dia de resfriamento de 12*C/s ou menos;

executar o resfriamento secundário após a laminação a frio até uma região de temperaturas de 350 a 500°C a uma taxa média de resfriamento de 4 a 300°C/s; e executar um tratamento térmico de envelhecimento no qual a retenção é executada por não menos de t2 segundos satisfazendo a Expressão (4) abaixo por não mais que 400 segundos em uma região de temperaturas de não menos que 350°C nem mais que 500°C:

T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10xCr+ 100xMo + 100 xV ··· (1) aqui, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, e V representam, cada um, o teor dos elementos (% em massa):

t 2,5 x t1 ··· (2) aqui, t1 é obtido pela Expressão (3) abaixo:

t1 = 0,001 x((Tf-T1)x P1/100)²-0,109 x ((Tf-T1)x P1/100) + 3,1 ··· (3) aqui, na Expressão (3) acima, Tf representa a temperatura do bloco de aço obtida após a redução final a uma razão de redução de 30% ou mais, e P1 representa a razão de redução da redução final a 30% ou mais:

Iog(t2) = 0,0002(T2 - 425)² + 1,18 ... (4) aqui, T2 representa uma temperatura de tratamento de envelhecimento, e o valor máximo de t2 é ajustado para 400.
7. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que

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6/7 compreende ainda:

após executar o resfriamento primário de pré-laminação a frio, executar o resfriamento secundário de pré-laminação a frio até uma temperatura de parada do resfriamento de 600°C ou menos a uma taxa média de resfriamento de 10 a 300*C/s antes de executar a Ia minação a frio, e executar a laminação a 600*0 ou menos para obter uma cha pa de aço laminada a frio.
8. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que a razão de redução total em uma faixa de temperaturas de menos que T1 + 30°C é 30% ou menos.
9. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que o tempo de espera t segundos também satisfaz a Expressão (2a) abaixo:

t < t1 - (2a)
10. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que o tempo de espera t segundos também satisfaz a Expressão (2b) abaixo:

t1 t t1 x 2,5 - (2b)
11. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que o resfriamento primário após a laminação a frio é iniciado entre as cadeiras de laminação.
12. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que quando o aquecimento é executado até uma região de temperaturas de 700 a 900°C após a laminação a frio, uma taxa média de aquecí

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7/7 mento de não menos que a temperatura ambiente nem maior que 650Ό é ajustada para HR1 (*C/s) expressa pela Expressão (5) abaixo, e a taxa média de aquecimento de mais de 650Ό até 70 0*C a 900*0 é ajustada para HR2 (*C/s) expresso pela Expr essão (6) abaixo:

5 HR1 0,3 ... (5)

HR2 0,5 x HR1 ... (6)
13. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que

10 compreende ainda:

executar a galvanização por imersão a quente na superfície.
14. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo, de acordo com a reivindicação 13, caracterizado pelo fato de
15 que compreende ainda:

executar um tratamento de ligação a 450 a 600°C após a execução da galvanização por imersão a quente.