BR112014012758B1

BR112014012758B1 - liga de aço martensítico

Info

Publication number: BR112014012758B1
Application number: BR112014012758-1A
Authority: BR
Inventors: Rongjie Song; Narayan S. Pottore
Original assignee: Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L.; Narayan S Pottore; Rongjie Song
Priority date: 2011-11-28
Filing date: 2012-11-28
Publication date: 2019-02-05
Also published as: CN104126022A; TR201909721T4; HUE044254T2; EP2785888A4; EP2785888A1; UA113529C2; JP6181065B2; BR112014012758A2; WO2013082188A1; MA35820B1; ZA201403826B; EP2785888B1; CN104126022B; RU2014126350A; CA2858507A1; CA2858507C; US11319620B2; PL2785888T3; KR102117176B1; ES2731472T3

Abstract

liga de aço martensítico trata-se de composições de aço martensítico e métodos de produção das mesmas. mais especificamente, os aços martensíticos têm resistências à tração que variam de 1.700 a 2.200 mpa. mais especificamente, a invenção se refere a aço de resistência ultra-alta de calibre delgado (espessura de 1 mm) com uma resistência à tração máxima de 1.700 a 2.200 mpa e a métodos de produção do mesmo.

Description

“LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO”

Campo da Invenção [001] A presente invenção refere-se a composições de aço martensítico e a métodos de produção das mesmas. Mais especificamente, os aços martensíticos têm resistências à tração que variam de 1.700 a 2.200 MPa. Mais especificamente, a invenção se refere a aço de resistência ultra-alta de calibre delgado (espessura de < 1 mm) com um limite de resistência à tração de 1.700 a 2.200 MPa e a métodos de produção do mesmo.

Antecedentes da Invenção [002] Os aços de baixo teor de carbono com microestrutura martensítica constituem uma classe de Aços Avançados de Alta Resistência (AHSS) com as resistências mais altas atingíveis em aços em chapa. Variandose o teor de carbono no aço, ArcelorMittal produz aços martensíticos com resistência à tração que variam de 900 a 1.500 MPa há duas décadas. Os aços martensíticos vêm sendo usados de forma crescente em aplicações que exigem alta resistência para proteção veicular contra capotamento e impacto lateral e vêm sendo usados para aplicações como para-choques que podem ser prontamente formados por laminação.

[003] Atualmente, o aço de resistência ultra-alta de calibre delgado (espessura de < 1 mm) com limite de resistência à tração de 1.700 a 2.200 MPa com formabilidade de laminação satisfatória, soldabilidade, capacidade de punção e resistência à fratura atrasada está em demanda para a fabricação de peças automotivas suspensas como vigas de para-choque. Os aços de alta resistência de calibre leve são exigidos para resistir a desafios competitivos de materiais alternativos, como ligas de alumínio série 7xxx leves. O teor de carbono é o fator mais importante na determinação do limite de resistência à tração de aços martensíticos. O aço deve ter temperabilidade suficiente de modo a se transformar totalmente em martensita quando

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2/36 bruscamente arrefecido de uma temperatura de recozimento supercrítica.

Descrição da Invenção [004] A presente invenção compreende uma liga de aço martensítico que tem um limite de resistência à tração de pelo menos 1.700 MPa. Preferencialmente, a liga pode ter um limite de resistência à tração de pelo menos 1.800 MPa, pelo menos 1.900 MPa, pelo menos 2.000 MPa ou mesmo pelo menos 2.100 MPa. A liga de aço martensítico pode ter um limite de resistência à tração entre 1.700 e 2.200 MPa. A liga de aço martensítico pode ter um alongamento total de pelo menos 3,5% e mais preferencialmente pelo menos 5%.

[005] A liga de aço martensítico pode estar na forma de uma bobina, tira ou lâmina laminada a frio e pode ter uma espessura de menos de ou igual a 1 mm. A liga de aço martensítico pode ter um carbono equivalente de menos de 0,44 usando-se a fórmula Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15, onde Ceq é o carbono equivalente, e C, Mn, Cr, Mo, V, Ni e Cu são em % de peso dos elementos na liga.

[006] A liga de aço martensítico pode conter entre 0,22 e 0,36% em peso de carbono. Mais especificamente, a liga pode conter entre 0,22 e 0,28% em peso de carbono ou na alternativa a liga pode conter entre 0,28 e 0,36% em peso de carbono. A liga de aço martensítico pode conter, adicionalmente, entre 0,5 e 2,0% em peso de manganês. A liga pode também conter cerca de 0,2% em peso de silício. A opção pode conter um ou mais de Nb, Ti, B, Al, N, S, P.

Breve Descrição dos Desenhos [007] As Figuras 1a e 1b são ilustrações esquemáticas de procedimentos de recozimento úteis na produção das ligas da presente invenção;

[008] As Figuras 2a, 2b e 2c são micrográficos de SEM de aços

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3/36 experimentais com 2,0% Mn - 0,2% Si e vários conteúdos de carbono (2a tem 0,22% C; 2b tem 0,25% C; e 2c tem 0,28% C) após laminação a quente e bobinagem simulada a 580 °C;

[009] A Figura 3 é um gráfico das propriedades de tração em temperatura ambiente de tiras de aço quente experimentais úteis na produção de ligas da presente invenção;

[010] As Figuras 4a e 4b são micrográficos de SEM de aços experimentais com 0,22% C - 0,2% Si - 0,02% Nb e dois conteúdos Mn diferentes (4a tem 1,48% e 4b tem 2,0%) após laminação a quente e bobinagem simulada a 580 °C;

[011] A Figura 5 é um gráfico das propriedades de tração em temperatura ambiente de outras tiras de aço quente experimentais úteis na produção de ligas da presente invenção;

[012] As Figuras 6a - 6b são micrográficos de SEM de aços experimentais com 0,22% C -2,0% Mn - 0,2% Si e conteúdos de Nb diferentes (6a tem 0% e 6b tem 0,018%) após laminação a quente e bobinagem simulada a 580 °C;

[013] A Figura 7 é um gráfico das propriedades de tração em temperatura ambiente de ainda outras tiras de aço quente experimentais úteis na produção de ligas da presente invenção;

[014] As Figuras 8a a 8f ilustram os efeitos da temperatura de encharque (830, 850 e 870 °C) e da composição do aço (Figuras 8a & 8b mostram C variados, 8c & 8d mostram Mn variados e 8e & 8f mostram Nb variados) nas propriedades de tração de aços da presente invenção;

[015] As Figuras 9a a 9f mostram os efeitos da temperatura de têmpera (780, 810 e 840 °C) e da composição do aço (Figuras 9a & 9b mostram C variados, 9c & 9d mostram Mn variados e 9e & 9f mostram Nb variados) em propriedades de tração de aços adicionais da presente invenção;

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4/36 [016] As Figuras 10a e 10b são retratações esquemáticas dos ciclos de recozimento adicionais úteis na produção de ligas da presente invenção;

[017] As Figuras 11a e 11b traçam as propriedades de tração em temperatura ambiente de tiras quentes úteis na produção de aços da presente invenção, após laminação a quente e bobinagem simulada a 580 °C;

[018] As Figuras 12a a 12d são micrográficos de SEM a 1.000x da microestrutura de aços de tira quente após laminação a quente e bobinagem simulada a 660 °C;

[019] As Figuras 13a e 13b traçam as propriedades de tração de aços de tira quente experimentais em temperatura ambiente;

[020] As Figuras 14a a 14d representam os efeitos da temperatura de encharque (830 °C, 850 °C e 870 °C), da temperatura de bobinagem (580 °C e 660 °C) e da composição de liga (acréscimos de Ti, B e Nb ao aço de base) nas propriedades de tração dos aços após simulação de recozimento;

[021] As Figuras 15a a 15d mostram os efeitos da temperatura de têmpera (780 °C, 810 °C e 840 °C), da temperatura de bobinagem (580 °C e 660 °C) e da composição de liga (acréscimos de Ti, B e Nb ao aço de base) nas propriedades de tração dos aços após simulação de recozimento;

[022] As Figuras 16a a 16c são ainda mais retratações esquemáticas de ciclos de recozimento úteis na produção de ligas da presente invenção;

[023] As Figuras 17a a 17e são micrográficos de SEM a 1.000X dos aços laminados a quente (0,28 a 0,36% C) após laminação a quente e bobinagem simulada a 580 °C;

[024] As Figuras 18a e 18b traçam as propriedades de tração correspondentes dos aços laminados a quente das Figuras 17a a 17e, em

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5/36 temperatura ambiente (após laminação a quente e bobinagem simulada a 580 °C);

[025] As Figuras 19a a 19e são micrográficos SEM a 1.000X de aços laminados a quente (0,28 a 0,36 %C) após laminação a quente e bobinagem simulada a 660 °C;

[026] As Figuras 20a e 20b traçam as propriedades de tração correspondentes dos aços laminados a quente das Figuras 19a a 19e, em temperatura ambiente (após laminação a quente e bobinagem simulada a 660 ^°C);

[027] As Figuras 21a a 21d representam os efeitos da temperatura de encharque (830 °C, 850 °C e 870 °C), da temperatura de bobinagem (580 °C e 660 °C) e da composição de liga (conteúdo de C e acréscimo de B ao aço de base) nas propriedades de tração dos aços após simulação de recozimento;

[028] As Figuras 22a a 22d mostram os efeitos da temperatura de têmpera (780 °C, 810 °C e 840 °C), da temperatura de bobinagem (580 °C e 660 °C) e da composição de liga (conteúdo de C e acréscimo de B ao aço de base) nas propriedades de tração dos aços após simulação de recozimento;

[029] As Figuras 23a a 23d ilustram o efeito da composição e do ciclo de recozimento (23a - 23b) em resistência à tração (23c - 23d) e ductilidade;

[030] As Figuras 24a a 24I são micrográficos de quatro ligas que foram recozidas usando-se vários pares de temperatura de têmpera/encharque; e [031] As Figuras 25a a 25d mostram as propriedades de tração dos aços com 0,5 % a 2,0 % Mn após bobinagem a 580 °C, laminação a frio (50% de redução de laminação a frio para o aço com 0,5 e 1,0% Mn e 75% de redução de laminação a frio para o aço com 2,0% Mn) e vários ciclos de recozimento.

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Descrição de Realizações da Invenção [032] A presente invenção é uma família de aços martensíticos com resistência à tração que varia de 1.700 a 2.200 MPa. O aço pode ser um aço de folha de calibre fino (espessura de menos do que ou igual a 1 mm). A presente invenção também inclui o processo de produzir a resistência à tração aços martensíticos bastante alta. Exemplos e realizações da presente invenção são apresentados abaixo.

Exemplo 1

Materiais e Procedimentos Experimentais [033] A tabela 1 mostra as composições químicas de alguns aços dentro da presente invenção, que inclui um conteúdo de carbono de 0,22 a 0,28 % de peso (aços 2, 4 e 5), conteúdo de manganês de 1,5 a 2,0 % de peso (aços 1 e 3) e conteúdo de nióbio de 0 a 0,02 % de peso (ligas 2 e 3). O restante da composição do aço é ferro e impurezas inevitáveis.

Tabela 1

ID	Aço	C	MN	Si	Nb	Al	N	S	P
1	0,22C-1,5Mn- 0,018Nb	0,22	1,48	0,198	0,019	0,036	0,0043	0,002	0,006
2	0,22C-2,0Mn	0,22	2	0,199	-	0,027	0,0049	0,002	0,006
3	0,22C-2,0Mn	0,22	2	0,197	0,018	0,033	0,0045	0,002	0,006
4	0,25C-2,0Mn	0,25	1,99	0,201	-	0,025	0,005	0,003	0,009
5	0,28C-2,9Mn	0,28	0,202	0,202	-	0,032	0,0045	0,003	0,007

[034] Cinco placas de 45 Kg foram fundidas no laboratório. Após reaquecimento e austenitização a 1230 °C por 3 horas, as placas foram laminadas a quente de 63 mm a 20 mm em espessura em um laminador de laboratório. A temperatura de acabamento foi de 900 °C. As placas foram resfriadas a ar após laminação a quente.

[035] Após cisalhar e reaquecer as placas espessas de 20 mm pré-laminadas para 1230 °C por duas horas, as placas foram laminadas a

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7/36 quente em uma espessura de 20 mm a 3,5 mm. A temperatura laminação de acabamento era cerca de 900 °C. Após o resfriamento controlado a uma taxa média de resfriamento de cerca de 45 °C/s, as tiras quentes de cada composição foram fixadas em uma fornalha a 580 °C por 1 hora, seguido de uma têmpera de fornalha de 24 horas para simular o processo de bobinagem industrial.

[036] Três espécimes padrões JIS-T foram preparados de cada tira quente para teste de tração em temperatura ambiente. A caracterização de microestrutura de tiras quentes foi executada por Microscopia Eletrônica por Varredura (SEM) na quarta localização de espessura nos cortes transversais longitudinais.

[037] Ambas as superfícies das tiras laminadas a quente foram polidas para remover qualquer camada descarbonetada. As mesmas foram então submetidas a 75% laminação a frio de laboratório para obter aços totalmente rígidos com espessura final de 0,6 mm para simulações de recozimento adicionais.

[038] A simulação de recozimento foi desempenhada usando-se dois potes de sal e um banho de óleo. Os efeitos de temperaturas de encharque e de têmpera foram analisados para todos os aços. Uma ilustração esquemática do tratamento de calor foi mostrada nas Figuras 1 (a) e 1 (b). A Figura 1 (a) ilustra os processos de recozimento com diferentes temperaturas de encharque de 830 °C a 870 °C. A Figura 1 (b) ilustra os processos de recozimento com diferentes temperaturas de têmpera de 780 °C a 840 °C.

[039] Para estudar o efeito da temperatura de encharque, o processo de recozimento incluso que reaquece as fitas laminadas a frio (espessura de 0,6 mm) para 870 °C, 850 °C e 830 °C respectivamente seguido de fixação isotérmica por 60 segundos. As amostras foram imediatamente transferidas para o segundo pote de tal mantido em uma

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8/36 temperatura de 810 °C e fixado de modo isotérmico por 25 s. Isso foi seguido por um arrefecimento brusco de água. As amostras foram então reaquecidas para 200 °C por 60 s em um banho de óleo, seguido de resfriamento a ar para temperatura ambiente para simular tratamento de superenvelhecimento. Os momentos de fixação em temperaturas de encharque, de têmpera e de superaquecimento foram escolhidos para aproximar de modo próximo as condições industriais para esse calibre.

[040] Para estudar efeito da temperatura de têmpera, a análise inclui reaquecimento de fitas laminadas a frio para 870 °C por 60 segundos, seguido de resfriamento imediato para 840 °C, 810 °C e 780 °C. Após uma fixação isotérmica de 25 segundos na temperatura de têmpera, os espécimes foram arrefecidos bruscamente em água. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 60 segundos seguidos de resfriamento a ar para simular o tratamento de superenvelhecimento. Três espécimes padrões ASTM-T foram preparados a partir de cada lacuna para teste de tração em temperatura ambiente.

[041] As amostras processadas a 870 °C de temperatura de encharque e temperadas de 810 °C foram selecionadas para teste de flexão. Uma flexão em forma de V independente a 90° com o eixo geométrico de flexão na direção de laminação foi empregada para caracterização de propriedades de flexão. Um sistema de teste mecânico Instron dedicado com bloco de matriz em 90° e punções foi utilizado para esse teste. Uma série de perfurações intercambiáveis com um raio de matriz diferente facilitou a determinação do raio de matriz mínimo no qual as amostras poderiam ser flexionadas sem microfissuras. O teste foi conduzido em uma batida constante de 15 mm por segundo até a amostra ser flexionada por 90°. Uma força de 80 KN e um tempo de permanência de 5 segundos foi implantado no ângulo de flexão máxima após o qual a carga é liberada e o espécime foi permitido

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9/36 retornar como mola. No presente teste, a faixa do raio de matriz variou de

1,75 a 2,75 mm com 0,25 mm com 0,25 mm de aumento incremental. A superfície de amostra foi observada sob 10x de ampliação após o teste de flexão. Um comprimento de fissura na superfície de flexão de amostra que é menor do que 0,5 mm é considerado uma “microfissura” e qualquer que seja maior do que 0,5 mm é reconhecido como uma fissura e o teste marcado como um fracasso. Amostras sem nenhuma fissura visível são identificadas como “passou no teste”.

Propriedades de Microestrutura e Tração de Tiras Laminadas a Quente [042] O efeito da Composição nas Propriedades de Microestrutura e Tração de Aços Laminados a Quente [043] As Figuras 2a, 2b e 2c são micrográficos de SEM de aços experimentais com 2,0% Mn - 0,2% Si e vários conteúdos de carbono (2a tem 0,22% C; 2b tem 0,25% C; e 2c tem 0,28% C) após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 °C.

[044] O aumento em conteúdo de carbono resultou em um aumento na fração de volume e no tamanho de colônia da perlita. As propriedades de tração correspondentes em temperatura ambiente dos aços experimentais são traçadas na Figura 3, onde resistência em MPa (metade superior do gráfico) e ductilidade em porcentagem (metade inferior do gráfico) são traçados contra conteúdo de carbono. Na Figura 3 e no presente documento, UTS significa limite de resistência à tração, YS significa resistência de rendimento, TE significa alongamento total, UE significa alongamento uniforme. Como mostrado, o aumento em conteúdo de carbono de 0,22 a 0,28% levou a um leve aumento em limite de resistência à tração de 609 a 632 MPa, uma leve diminuição em resistência de rendimento de 440 a 426 MPa mas pouca mudança em ductilidade (TE e UE medianos são cerca de 16% e 11 % respectivamente).

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10/36 [045] As Figuras 4a e 4b são micrográficos de SEM de aços experimentais com 0,22% C -0,2% Si - 0,02% Nb e dois conteúdos de Mn diferentes (4a tem 1,48% e 4b tem 2,0%) após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 °C. Um aumento no conteúdo de Mn resultou em um aumento na fração de volume e no tamanho da colônia de perlita. O tamanho grande de grão no aço de Mn mais elevado pode ser atribuído ao engrossamento de grão durante laminação de acabamento e resfriamento subsequente. A temperatura de acabamento laminação a quente foi cerca de 900 °C, que está na região de austenita para ambos os aços experimentais, mas é muito maior do que a temperatura de Ar3 para o aço de Mn mais elevado. Desse modo, durante e após a laminação de acabamento, a austenita no aço de Mn mais elevado tem uma oportunidade maior de engrossar, que resulta em uma microestrutura ferrita/perlita mais grossa após a transformação de fase.

[046] As propriedades de tração correspondentes dos aços experimentais com 0,22% C -2,0% Mn em temperatura ambiente são traçadas na Figura 5, onde a resistência em MPa (metade superior do gráfico) e a ductilidade em porcentagem (metade inferior do gráfico) são traçadas contra o conteúdo de manganês. Como mostrado, um aumento no conteúdo de Mn de

1,48 a 2,0% levou a um pequeno aumento no limite de resistência à tração de 655 a 680 MPa, uma diminuição marcada em resistência de rendimento de 540 a 416 MPa e uma leve diminuição em ductilidade de 22 a 18% para TE e de 12 a 11% para UE. A taxa de rendimento correspondente (YR) caiu de 0,8 a 0,6 e o alongamento de ponto de rendimento (YPE) diminuiu de 3,1 a 0,3% com o aumento em conteúdo de Mn. A tremenda diminuição em YS, YR e YPE apesar de o aumento de resistência de solução sólida por Mn poder ser atribuído à formação de martensita no aço de Mn mais elevado. Uma pequena quantidade de martensita (ainda menos do que 5%) pode criar desarticulações

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11/36 independentes que circundam a ferrita para facilitar uma deformação plástica inicial, como é bem sabido para aços de DP. Além disso, temperabilidade mais alta do aço de Mn mais elevado pode resultar em tamanho de grão de austenita engrossado.

[047] As Figuras 6a e 6b são micrográficos de SEM de aços experimentais com 0,22% C -2,0 Mn - 0,2% Si e diferentes conteúdos de Nb (6a tem 0% e 6b tem 0,018%) após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 °C. Um aumento no conteúdo de Nb resultou em um aumento na fração de volume e no tamanho de colônia de perlita, que pode ser explicado por temperabilidade mais alta do aço com Nb e temperatura mais baixe de formação de perlita.

[048] As propriedades de tração correspondentes dos aços comparados com 0,22% C -2,0% Mn são ilustrados na Figura 7, onde a resistência em MPa (metade superior do gráfico) e a ductilidade em porcentagem (metade inferior do gráfico) são traçadas contra o conteúdo de nióbio. Como mostrado, a adição de 0,018% de Nb levou a um aumento no limite de resistência à tração (UTS) de 609 a 680 MPa, uma pequena diminuição em resistência de rendimento (YS) de 440 a 416 [049] MPa e um leve aumento em TE mediano de 16,8 a 18,0% com UE que diminui de 11,8 a 10,8%. A taxa de rendimento correspondente (YR) caiu de 0,72 a 0,61 e o alongamento de ponto de rendimento (YPE) diminuiu de 2,3 a 0,3% com o aumento em conteúdo de Nb.

[050] Propriedades de Tração dos Aços Investigados após Laminação a Frio e Simulação de Recozimento [051] As Figuras 8a a 8f ilustram os efeitos da temperatura de encharque (830, 850 e 870 °C) e da composição do aço (as Figuras 8a & 8b mostram C variados, 8c & 8d mostram Mn variados e 8e & 8f mostram Nb variados) nas propriedades de tração de aços. A diminuição em temperatura de

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12/36 encharque de 870 a 850 °C resultou em um aumento de 28-76 MPa em resistência de rendimento (YS) e 30-103 MPa em limite de resistência à tração (UTS), que pode ser atribuído ao tamanho menor de grão a uma temperatura de encharque mais baixa. Uma diminuição adicional em temperatura de encharque de 850 a 830 °C não levou a uma mudança significativa em UTS. Não há efeito de temperatura de encharque em ductilidade e o alongamento uniforme / total varia de 3 a 4,75% em todos os aços experimentais. Deve ser ressaltado que UTS que excede 2000 MPa e um alongamento uniforme / total de -3,5 - 4,5% foram alcançados em um aço com 0,28% C - 2,0% Mn - 0,2% Si (ver Figuras 8a-8b).

[052] As Figuras 9a a 9f mostram os efeitos da temperatura de têmpera (780, 810 e 840 °C) e da composição do aço (as Figuras 9a & 9b mostram C variados, 9c & 9d mostram Mn variados e 9e & 9f mostram Nb variados) em propriedades de tração dos aços investigados. Não tem efeito significativo de temperatura de têmpera em resistência e ductilidade quando 100% de martensita é obtida. O alongamento uniforme / total varia de 2,75 a 5,5% em todos os aços experimentais. Os dados sugerem que uma janela de processo ampla seja possível durante recozimento.

[053] As Figuras 8a, 8b, 9a, e 9b mostram um aumento no conteúdo de C resultado em um aumento significativo em resistência à tração, mas teve pouco efeito em ductilidade. Tomando-se o ciclo de recozimento de 830 °C (temperatura de encharque) - 810 °C (temperatura de têmpera) como um exemplo, o aumento em YS e UTS é de 163 e 233 MPa, respectivamente, quando o conteúdo C é aumentado de 0,22 a 0,28 % de peso. O aumento em conteúdo de Mn de 1,5 a 2,0 % de peso quase não tem efeito na resistência e na ductilidade (ver Figuras 8c, 8d, 9c e 9d). A adição de Nb (cerca de 0,02 % de peso) levou a um aumento em YS de até 94 MPa com quase nenhum efeito em UTS, mas uma diminuição no alongamento total de 2,4% (ver Figuras 8e, 8f, 9e e 9f).

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Propriedades de flexão dos Aços Investigados [054] A tábua 2 resume os efeitos de C, Mn e Nb em propriedades de tração e propriedades de flexão dos aços experimentais após 75% de laminação a frio e recozimento. O ciclo de recozimento incluiu: aquecer as tiras laminadas a frio (cerca de 0,6 mm de espessura) a 870 °C, fixação isotérmica por 60 segundos em temperatura de encharque, resfriamento imediato para 810 °C, fixação isotérmica de 25 segundos nessa temperatura, seguida de arrefecimento brusco de água. Os painéis foram então reaquecidos para 200 °C em um banho de óleo e fixados por 60 segundos, seguido de resfriamento a ar para simular tratamento de superenvelhecimento. Os dados mostram que carbono tem o efeito mais forte em resistência e um leve efeito em propriedades de flexão. A adição de Nb aumenta a resistência de rendimento e melhora as propriedades de flexão. A melhora em propriedades de flexão é alcançada apesar do alongamento marginalmente inferior. Um aumento no conteúdo de Mn de

1,5 a 2,0% no aço de mancal de Nb não tem efeito significativo em propriedades de tração mas resulta em uma grande melhora em propriedades de flexão.

Tabela 2

Aço	T enc . °C	T têmp . °C	T sup . °C	Calibr e mm	YS MPa	TS MPa	YS/T S	E U %	TE %	YP E %	Passagem de Propriedade s de flexão	Microfissura de Propriedade s de flexão < 0,5 mm
0,22C- 1,5Mn- 0,018N b	870	810	200	0,69	1.51 8	173 7	0,87	3, 6	4	0	4,0t	2,9t
0,22C2,0Mn0,018N b	870	810	200	0,69	1.51 8	176 6	0,86	3, 8	3, 7	0	2,9t	2,5t
0,22C- 2,0Mn	870	810	200	0,66	1.46 5	176 0	0,83	4, 1	4, 2	0	3,7t	2,2t
0,25C- 2,0Mn	870	810	200	0,68	1.53 3	185 8	0,83	4	4, 8	0	3,7t	2,6t
0,28C- 2,0Mn	870	810	200	0,68	1.58 1	192 7	0,82	4, 3	4, 2	0	4,0t	3,1t

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Exemplo 2 [055] A fim de reduzir o carbono equivalente e desse modo melhorar a soldabilidade dos aços do Exemplo 1, aços que contêm 0,28 % de peso de carbono e conteúdo de manganês reduzido (cerca de 1,0 % de peso vs. 2,0 % de peso do Exemplo 1) juntos foram produzidos. As ligas foram fundidas em placas, laminadas a quente, laminadas a frio, recozidas (simulado) e tratadas over age. Além disso, o efeito de conteúdo de Mn (1,0 e 2,0% de Mn) nas propriedades de tiras laminadas a quente e produtos recozidos são descritos em detalhe.

Preparação de Calor [056] A tabela 3 mostra as composições químicas de aços investigados. O projeto de liga analisou os efeitos de Ti (aços 1 e 2), B (aços 2 e 3) e Nb (ligas 3 e 4) incorporados.

Tabela 3

ID	Aço	C	Mn	Si	S	P	N	Al	Ti	B	Nb
1	Base	0,28	0,98	0,204	0,003	0,007	0,0049	0,035
2	Base-Ti	0,28	0,98	0,198	0,003	0,005	0,0047	0,04	0,024
3	Base-Ti-B	0,28	0,98	0,204	0,003	0,005	0,0047	0,04	0,024	0,0018
4	Base-Ti-B- Nb	0,28	0,97	0,202	0,003	0,006	0,0048	0,037	0,024	0,0017	0,029

[057] Quatro placas de 45 Kg (uma de cada liga) foram fundidas no laboratório. Após o reaquecimento e a austenitização a 1230 °C por 3 horas, as placas foram laminadas a quente em uma espessura de 63 mm a 20 mm em um laminador de laboratório. A temperatura de acabamento era cerca de 900 °C. As placas foram resfriadas a ar após a laminação a quente.

Laminação A Quente E Investigação De Propriedade De Microestrutura / Tração [058] Após o cisalhamento e reaquecimento das placas com 20 mm de espessura pré-laminadas para 1230 °C por 2 horas, as placas foram laminadas a quente em uma espessura de 20 mm a 3,5 mm. A temperatura de

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15/36 laminação de acabamento era cerca de 900 °C. Após resfriamento controlado a uma taxa de resfriamento média de cerca de 45 °C/s, as tiras quentes de cada composição foram fixadas em uma fornalha a 580 °C e 660 °C respectivamente por 1 hora, seguida de um resfriamento de fornalha de 24 horas para simular o processo de bobinagem industrial. O uso de duas temperaturas de bobinagem diferentes foi projetado para compreender a janela de processo disponível durante a laminação a quente para a fabricação desse produto.

[059] Uma nova verificação de composições de tira quente foi desempenhada por plasma acoplado por indução (ICP). Em comparação com dados derivados de lingote, uma perda de carbono geralmente é observada nas tiras quentes. Três espécimes padrão JIS-T standard foram preparados a partir de cada tira quente para testes de tração de temperatura ambiente. A caracterização da microestrutura de tiras quentes foi executada por Microscopia Eletrônica por Varredura (SEM) na quarta localização de espessura de cortes transversais longitudinais.

Laminação a Frio [060] Após polir ambas as superfícies das tiras laminadas a quente para remover camada descarbonetada, os aços foram laminados a frio no laboratório por 50% para obter aços totalmente rígidos com espessura final de 1,0 mm para simulações de recozimento adicionais.

Simulação de Recozimento [061] Os efeitos de temperaturas de encharque e de têmpera durante recozimento nas propriedades mecânicas dos aços foram investigados para todos os aços experimentais. Um diagrama dos ciclos de recozimento é mostrado nas Figuras 10a e 10b. A Figura 10a ilustra os processos de recozimento com diferentes temperaturas de encharque de 830 °C a 870 °C. A Figura 10b ilustra os processos de recozimento com diferentes temperaturas de têmpera de 780 °C a 840 °C.

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16/36 [062] O processo de recozimento inclui reaquecimento da tira fria (cerca de 1,0 mm de espessura) para 870 °C, 850 °C e 830 °C por 100 s, respectivamente, para investigar o efeito da temperatura de encharque em propriedades finais. Após o resfriamento imediato para 810 °C e a fixação isotérmica por 40 s, o arrefecimento brusco de água foi aplicada. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 100 s e seguidos de resfriamento a ar para simular tratamento de superenvelhecimento.

[063] O processo de recozimento inclui o aquecimento da tira fria para 870 °C por 100 s e resfriamento imediato para 840 °C, 810 °C e 780 °C respectivamente para investigar o efeito da temperatura de têmpera nas propriedades mecânicas dos aços. Arrefecimento brusco de água foi empregado após 40 s de fixação isotérmica na temperatura de têmpera. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 100 s e seguidos de resfriamento a ar para simular o tratamento de superenvelhecimento.

Propriedade de Tração e Propriedades de flexão de Aços Recozidos [064] Três espécimes de tração padrão ASTM-T foram preparados a partir de cada tira recozida para o teste de tração em temperatura ambiente. Amostras processadas por um ciclo de recozimento foram selecionadas para teste de flexão. Esse ciclo de recozimento envolve o reaquecimento da tira fria (cerca de 1,0 mm de espessura) para 850 °C por 100 s, o resfriamento imediato para 810 °C, 40 s de fixação isotérmica em temperatura de têmpera, seguidos de arrefecimento brusco de água. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 100 s e seguido de resfriamento a ar para simular o tratamento de superenvelhecimento. Uma flexão em forma de V independente a 90° ao longo da direção foi empregada para caracterização de propriedades de flexão. No presente estudo, a faixa do raio de matriz variada de 2,75 a 4,00 mm a 0,25 mm incrementa. A superfície de amostra após teste de flexão foi observada sob 10x de ampliação. Quando o comprimento de

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17/36 fissura na amostra na superfície de flexão externa for menor do que 0,5 mm a fissura é considerada uma “microfissura”. Uma fissura maior do que 0,5 mm é reconhecida como um fracasso. Amostras sem qualquer fissura visível são identificados como “passou no teste”.

Análise Química das Tiras Quentes [065] A tabela 4 mostra as composições químicas dos aços com conteúdos de Ti, B e Nb diferentes após a laminação a quente. Em comparação às composições de lingotes (Tabela 3), havia perda de cerca de 0,03% de carbono e 0,001 % de B após laminação a quente.

Tabela 4

ID	Aço	C	Mn	Si	S	P	N	Al	Ti	B	Nb
1	Base (0,25C-1,0Mn-	0,24	0,98	0,20	0,00	0,007	0,0047	0,034
	0,2Si)	9	5	4	3
2	Base-0,025Ti	0,24	0,98	0,19	0,00	0,005	0,005	0,038	0,02
		7	1	7	3				4
3	Base-0,025Ti-0,001B	0,25	0,99	0,20	0,00	0,005	0,0044	0,39	0,02	0,001
		4	6	1	3				4
4	Base-0,025Ti-0,001 B-	0,25	0,98	0,20	0,00	0,005	0,0044	0,038	0,02	0,001	0,028
	0,03Nb	1	8	1	3				4

Propriedades de Microestrutura e Tração de Tiras Quentes [066] As Figuras 11a e 11b mostram as propriedades de tração (JIS-T standard) de aços experimentais (da Tabela 4) em temperatura ambiente, após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 °C. A composição base consiste em 0,28% C - 1,0% Mn - 0,2% Si. A Figura 11 retrata graficamente a resistência das quatro ligas, enquanto a Figura 11b traça sua ductilidade. Pode ser visto que a adição de Ti, B e Nb levou a aumentos significativos no limite de resistência à tração de 571 a 688 Mpa, na resistência de rendimento de 375 a 544 MPa e uma diminuição em alongamentos total e uniforme (TE: de 32 a 13%; UE: de 17 a 11%). A adição de Nb ao aço Ti-B resultou em uma queda pronunciada em alongamento total de 28 a 13%.

[067] Como mostrado nas Figuras 12a a 12d, a microestrutura de aços após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 660 °C consistem

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18/36 em ferrita e perlita para cada aço experimental processado em laboratório. As Figuras 12a a 12d são micrográficos de SEM a 1.000x da liga de base, liga de base + Ti, liga de base +Ti & B e liga de base + Ti, B e Nb, respectivamente. A adição de B parece resultar em ilhas de perlita levemente maiores em tamanho (Figura 12c). A microestrutura ferrita-perlita é alongada ao longo da direção de laminação no aço adicionado com Nb (Figura 12d), que pode ser atribuída à adição de Nb que retarda a recristalização de austenita durante a laminação a quente. Desse modo, a laminação de acabamento ocorreu na região não cristalizada de austenita e a microestrutura de ferrita-perlita alongada foi transformada diretamente a partir da austenita deformada.

[068] As propriedades de tração correspondentes dos aços experimentais em temperatura ambiente são mostradas nas Figuras 13a e 13b. A Figura 13a retrata graficamente a resistência das quatro ligas, enquanto a Figura 13b traça sua ductilidade. Pode ser visto que a adição de Nb (0,03%) levou a aumentos significativos no limite de resistência à tração de 535 a 588 MPa e na resistência de rendimento de 383 e 452 MPa e leves aumentos no alongamento total de 31,3 a 29,0% e no alongamento uniforme de 17,8 a 16,4%.

Efeito da Temperatura de Bobinagem em Propriedades de Tração [069] Comparando-se as propriedades de tração nas Figuras 11 e 13, o aumento na temperatura de bobinagem de 580 °C a 660 °C levou a uma diminuição na resistência e um aumento na ductilidade, atributos favoráveis para possibilidade de redução de frio aumentada e capacidade de calibre-largura realçada. As adições de Ti, B e Nb ao aço de base têm menos efeito nas propriedades de tração dos aços na temperatura de bobinagem mais alta de 660 °C em comparação a 580 °C. O propósito de estudar o efeito de bobinagem a 660 °C no laboratório foi de compreender o efeito da temperatura de bobinagem em ambos, resistência de tira quente e a resistência dos aços

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19/36 martensíticos laminados a frio e recozidos.

Propriedades de Tração dos Aços após Simulação de Recozimento [070] As Figuras 14a a 14d representam os efeitos da temperatura de encharque (830 °C, 850 °C e 870 °C), da temperatura de bobinagem (580 °C e 660 °C) e da composição de liga (adições de Ti, B e Nb ao aço de base) nas propriedades de tração dos aços após simulação de recozimento. As Figuras 14a e 14b traçam as resistências das quatro ligas a diferentes temperaturas de encharque e a temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. As Figuras 14c e 14d traçam as ductilidades das quatro ligas a diferentes temperaturas de encharque e a temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. Pode ser visto que uma diminuição na temperatura de encharque de 870 °C a 830 °C resultou em aumentos na resistência de rendimento de 41 MPa e no limite de resistência à tração de 56 MPa para aço de Ti-B após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 °C (Figura 14a). Para o aço de Ti-B-Nb, após o bobinagem simulada na mesma temperatura (Figura 14a), a resistência mais alta foi representada na temperatura de encharque de 850 °C (YS: 1702 MPa e UTS: 1981 MPa). Aumento ou diminuição adicional da temperatura de encharque não irá melhorar a resistência do aço de Ti-B-Nb. A temperatura de encharque não teve efeito óbvio algum na resistência para aços de Ti-B e de Ti-B-Nb após o bobinagem simulada a 660 °C. Também não teve efeito significativo na resistência para a base e aços de Ti a ambas temperaturas de bobinagem e nenhum efeito na ductilidade para todos os aços experimentais.

[071] As Figuras 15a a 15d mostram os efeitos da temperatura de têmpera (780 °C, 810 °C e 840 °C), da temperatura de bobinagem (580 °C e 660 °C) e da composição de liga (adições de Ti, B e Nb ao aço de base) nas propriedades de tração dos aços após a simulação de recozimento. As Figuras 15a e 15b traçam a resistências das quatro ligas a diferentes temperaturas de

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20/36 têmpera e a temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. As Figuras 15c e 15d traçam as ductilidades das quatro ligas a diferentes temperaturas de têmpera e a temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. Uma diminuição na temperatura de têmpera de 840 °C a 780 °C resultou em aumentos em ambos o rendimento e o limite de resistência à tração de cerca de 50 a 60 MPa na base e aços de Ti após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 °C (Figura 15a). A temperatura de têmpera não teve efeito óbvio na resistência de base e aços de Ti após o bobinagem simulada a 660 °C. Também não teve efeito significativo na resistência de aços de Ti-B e de Ti-B-Nb a ambas as temperaturas de bobinagem e na ductilidade para todos os aços experimentais.

Efeito da Temperatura de Bobinagem (580 °C e 660 °C) [072] Comparando-se as Figuras 14a e 15a com as Figuras 14b e 15b, o aumento na temperatura de bobinagem de 580 °C a 660 °C não levou a uma mudança significativa na resistência à tração, mas resultou em uma leve diminuição na resistência de rendimento de cerca de 50 MPa em média para todos os aços experimentais em várias condições de recozimento. A temperatura de bobinagem crescente não teve um efeito mensurável na ductilidade nos aços de Ti e de Ti-B, mais reduziu levemente por cerca de 0,5%, a ductilidade da base e de aços Ti-B-Nb. Essas pequenas mudanças estão, entretanto, dentro da faixa de desvio de teste e, portanto, não são muito significativas.

Efeito da Composição (Ti, B e 1Mb) [073] Como mostrado nas Figuras 14a a 14d e 15a a 15d, a adição de aço com Ti e B em 0,28% C - 1,0% Mn - 0,2% Si não teve um efeito significativo na resistência a ambas temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C. A adição de Nb resultou em aumentos na resistência de rendimento de 45 a 103 MPa e na resistência à tração de 26 a 85 MPa a uma temperatura de bobinagem de 580 °C (Figura 14a), mas não para 660 °C (Figura 14b). Exceto

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21/36 pelo aço adicionado com Ti que mostrou uma ductilidade levemente melhor a 660 °C de temperatura de bobinagem (Figuras 14d e 15d), adições de liga geralmente levam a uma leve diminuição em ductilidade (< 1 %).

Propriedades de flexão dos Aços após Simulação de Recozimento [074] A tabela 5 resume o efeito de Ti, B e Nb nas propriedades de tração e propriedades de flexão dos aços após 50% de laminação a frio e recozimento após o bobinagem simulada a 580 °C. O processo de recozimento consistiu no reaquecimento da tira fria (cerca de 1,0 mm de espessura) para 850 °C por 100 segundos, resfriamento imediato para 810 °C, 40 segundos de fixação isotérmica a temperatura de têmpera, seguida de arrefecimento brusco de água. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 100 segundos seguidos de resfriamento a ar para simular tratamento de superenvelhecimento (OA). Como mostrado, foi possível produzir aços com limite de resistência à tração entre 1850 e 2000 MPa variando-se a composição de liga. O aço apenas com C, Mn e Si demonstrou as melhores propriedades de flexão. A adição de Nb aumentou a resistência com uma leve deterioração de propriedades de flexão. A passagem de propriedades de flexão é definida como comprimento de “microfissura” menor do que 0,5 mm em ampliação de 10X.

Tabela 5

ID	Aço	T enc. °C	T têmp. °C	T sup. °C	Calibre mm	YPE%	YS MPa	UTS MPa	YS/TS	UE %	TE %	Passagem de Propriedades de flexão
1	Base (0,25C1,0Mn0,2Si)	850	810	200	1,03	0	1.599	1.896	0,84	4,3	5,7	3,5t
2	Base- 0,025Ti	850	810	200	0,99	0	1.597	1.901	0,84	4	4,8	> 4,0t
3	Base- 0,025Ti- 0,001 B	850	810	200	1	0	1.578	1.886	0,84	3,5	4,9	3,7t
4	Base0,025Ti0,001B0,03Nb	850	810	200	0,99	0	1.502	1.981	0,86	3,4	4,4	4,0t

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Comparação com o Exemplo 1 - Efeito do Manganês [075] O aço com 0,28% C - 2,0% Mn - 0,2% Si foi apresentado no Exemplo 1 acima. Podemos comparar seu comportamento com o aço do Exemplo 2 que contém 0,28% C - 1,0% Mn - 0,2% Si para investigar o efeito do Mn (1,0 e 2,0%) em propriedades de tração. As composições químicas detalhadas de ambos os aços são mostradas na Tabela 6.

Tabela 6

Aço	C	Mn	Si	S	P	N	Al
Exemplo 1 (0,28C-	0,24	0,98	0,20	0,00	0,007	0,00	0,034
1,0Mn-0,2Si)	9	5	4	3	47
Exemplo 2 (0,28C-	0,24	0,98	0,19	0,00	0,005	0,00	0,038
2,0Mn-0,2Si)	7	1	7	3	5

Propriedades de Tração de Tiras Laminadas a Quente com 1,0 e 2,0% Mn [076] A tabela 7 mostra as propriedades de tração dos aços com 1,0% e 2,0% Mn respectivamente após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 °C. Para as propriedades de tração de tiras laminadas a quente, o aço com o conteúdo de Mn mais baixo mostrou uma resistência mais baixa do que o aço com o conteúdo de Mn mais elevado (51 MPa mais baixo em YS e 61 MPa mais baixo em UTS). Isso pode facilitar uma extensão mais alta de laminação a frio para o aço de baixo Mn.

Tabela 7

Aço	Calibre, mm	YPE, %	YS, Mpa	UTS, MPa	YS/UT S	EU, %	TE, %
0,28C-1,0Mn- 0,2S	3,44	1,68	375	571	0,66	17,6	32,2
0,28C-2,0Mn- 0,2Si	3,67	1,82	426	632	0,67	11,3	15,8

[077] A tabela 8 mostra as propriedades de tração dos aços com 1,0% e 2,0% Mn respectivamente após a laminação a frio (50% de redução de laminação a frio para o aço com 1,0% de Mn e 75% de redução de laminação a frio para o aço com 2,0% Mn) e vários ciclos de recozimento.

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Pode ser visto que o mesmo tratamento de recozimento de 870 °C (encharque), 840 °C (têmpera) e 200 °C (superenvelhecimento), o conteúdo de Mn não teve efeito significativo na resistência. Na mesma temperatura de têmpera de 810 °C, a diminuição em temperatura de encharque de 870 a 830 °C não afetou a resistência do aço com 1,0% Mn, mas aumentou significativamente a resistência do aço com 2,0% de Mn por cerca de 90 MPa. Isso indica que o aço com 1,0% de Mn é bastante estável em resistência independentemente da temperatura de encharque (870 a 830 °C) e o aço com 2,0% de Mn é mais sensível à temperatura de encharque, talvez devido ao engrossamento de grão a temperaturas de recozimento mais altas. O aço com 1,0% de Mn pode ser relativamente mais fácil de processar durante a fabricação devido às janelas de processo mais amplas.

Tabela 8

Aço	Calibre mm	T bem. °C	T têmp. °C	T sup. °C	YPE %	YS MPa	TS Mpa	YS/UTS	UE	TE
100s	60s	40s	25s	100s	60s
0,28 C 1,0 Mn 0,2 Si	1,03	870		840		200		0	1.593	1.888	0,84	4,2	6
1,03	870		810		200		0	1.597	1.882	0,85	4,1	5,5
0,95	870		780		200		0	1.652	1.945	0,85	4	5,5
1,03	850		810		200		0	1.599	1.896	0,84	4,3	5,7
1,03	850		810		200		0	1.606	1.896	0,85	4,3	5,5
0,28 C 2,0 Mn 0,2 Si	0,68		870		840		200	0	1.589	1.891	0,84	3,8	3,8
0,68		870		810		200	0	1.581	1.927	0,82	4,3	4,3
0,68		870		780		200	0	1.558	1.907	0,82	4,5	5,4
0,69		850		810		200	0	1.657	2.023	0,82	3,6	3,6
0,69		850		810		200	0	1.656	2.019	0,82	3,4	4,4

Propriedades de flexão de Aços Recozidos com 1,0 e 2,0% de Mn [078] A tabela 9 lista as propriedades de tração e propriedades de flexão dos aços com 1,0% e 2,0% de Mn após a simulação de recozimento. O aço com 1,0% de Mn demonstrou melhores propriedades de flexão (3,5t comparado com 4,0t) em um nível de resistência comparável. A passagem de propriedades de flexão é definida como um comprimento de microfissura menor do que 0,5 mm à 10x de ampliação.

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Tabela 9

Aço	Calibre, mm	T bem. °C	T têmp. °C	T sup. °C	YPE %	YS MPa	TS MPa	YS/TS	UE	TE	Passagem de propriedades de flexão
0,28C- 1,0Mn- 0,2S	1,03	850	810	200	0	1.599	1.896	0,84	4,3	5,7	3,5t
0,28C2,0Mn- 0,2Si	0,68	870	810	200	0	1.581	1.927	0,82	4,3	4,3	4,0t

Exemplo 3 [079] Para assegurar boa soldabilidade dos aços, o carbono equivalente (Ceq) deve ser menos do que 0,44. O carbono equivalente para os presentes aços é definido como:

Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15.

[080] Desse modo, em um conteúdo de C de 0,28 % de peso e conteúdo de Mn de 1 ou 2 % de peso, a integridade de solda é determinada como inaceitável. Os presentes exemplos são projetados para reduzir o Ceq e ainda satisfazer as necessidades de resistência e ductilidade. O conteúdo de carbono elevado é benéfico para aumentar a resistência, mas deteriora a soldabilidade. De acordo com a fórmula do carbono equivalente, Mn é outro elemento que deteriora soldabilidade. Desse modo, a motivação é para manter uma certa quantidade de conteúdo de carbono (pelo menos 0,28%) para alcançar resistência ultra alta suficiente e para estudar o efeito do conteúdo de Mn em UTS. Os inventores procuram reduzir o conteúdo de Mn para melhorar a soldabilidade, mas manter um nível de resistência ultra elevado.

Preparação de Calor [081] A tabela 10 mostra as composições químicas de aços investigados no Exemplo 3. O projeto de liga incorporou o entendimento do efeito do conteúdo de C e adição de B em propriedades de tração nos produtos recozidos finais.

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Tabela 10

N°	ID	C	Mn	Si	Ti	B	Al	N	S	B	C eq
1	28C	0,28	0,57	0,19	0,02		0,02	0,004	0,00	0,004	0,38
		2	7	9	1				5
2	28C-2B	0,28	0,58	0,19	0,02	0,0016	0,022	0,042	0,00	0,004	0,38
		1		7	2				4
3	32C	0,32	0,57	0,19	0,02		0,021	0,044	0,00	0,004	0,42
		1	8	5	1				4
4	32C-2B	0,32	0,57	0,19	0,02	0,0017	0,032	0,053	0,00	0,005	0,42
		3	8	6	2				4
5	36C	0,36	0,58	0,19	0,02		0,025	0,044	0,00	0,004	0,46
		3		6	2				4

[082] Cinco placas de 45 Kg (uma de cada liga) foram fundidas no laboratório. Após reaquecimento e austenitização a 1230 °C por 3 horas, as placas foram laminadas a quente de 63 mm a 20 mm em espessura em um laminador de laboratório. A temperatura de acabamento foi de cerca de 900 °C. As placas foram resfriadas a ar após a laminação a quente.

Laminação a Quente e Investigação de Propriedade de Microestrutura / Tração [083] Após o cisalhamento e o reaquecimento das placas com 20 mm de espessura pré-laminadas para 1230 °C por 2 horas, as placas foram laminadas a quente de uma espessura de 20 mm a 3,5 mm. A temperatura de laminação de acabamento foi cerca de 900 °C. Após resfriamento controlado a uma taxa de resfriamento média de cerca de 45 °C/s, as tiras quentes de cada composição foram fixadas em uma fornalha a 580 °C e 660 °C respectivamente por 1 hora, seguido de um resfriamento de 24 horas para simular o processo de bobinagem industrial. O uso das duas temperaturas de bobinagem diferentes foi projetado para compreender a janela de processo disponível durante a laminação a quente para a fabricação desse produto.

[084] Três espécimes padrão JIS-T foram preparados a partir de aço laminado a quente (também conhecido como tira quente) para teste de tração em temperaturas ambiente. A caracterização de microestrutura das tiras

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26/36 quentes foi executada por Microscopia Eletrônica por Varredura (SEM) na quarta localização de espessura de cortes transversais longitudinais.

Laminação a Frio e Simulação de Recozimento [085] Após polir ambas as superfícies das tiras laminadas a quente para remover qualquer camada descarbonetada, os aços foram laminados a frio no laboratório por 50% para obter aços totalmente rígidos com espessura final de 1,0 mm for para simulações de recozimento adicionais.

[086] Os efeitos das temperaturas de encharque, de têmpera e uma comparação com uma combinação diferente de temperaturas de encharque e de têmpera durante o recozimento nas propriedades mecânicas dos aços foram investigados por todos os aços experimentais. Um diagrama dos ciclos de recozimento é mostrado nas Figuras 16a a 16c. A Figura 16a retrata o ciclo de recozimento com temperatura de encharque variada de 830 °C a 870 °C. A Figura 16b retrata o ciclo de recozimento com temperatura de têmpera variada de 780 °C a 840 °C. A Figura 16c retrata o ciclo de recozimento com combinações variadas de temperaturas de encharque e de têmpera.

Efeito de Temperatura de Encharque [087] O processo de recozimento inclui reaquecimento da tira fria (cerca de 1,0 mm de espessura) para 870 °C, 850 °C e 830 °C por 100 segundos, respectivamente, para investigar o efeito da temperatura de encharque nas propriedades finais. Após o resfriamento imediato para 810 °C e a fixação isotérmica por 40 segundos, arrefecimento brusco de água foi aplicado. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 100 segundos, seguidos de resfriamento a ar para simular tratamento de superenvelhecimento.

Efeito de Temperatura de Têmpera [088] O processo de recozimento inclui o reaquecimento da tira fria para 870 °C por 100 segundos e resfriamento imediato para 840 °C, 810 °C

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27/36 e 780 °C respectivamente para investigar o efeito da temperatura de têmpera nas propriedades mecânicas dos aços. O arrefecimento brusco de água foi empregado após 40 segundos de fixação isotérmica na temperatura de têmpera. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 100 segundos, seguidos de resfriamento a ar para simular tratamento de superenvelhecimento.

Efeito da Combinação Diferente de Ciclo de Recozimento [089] O ciclo de recozimento inclui reaquecimento dos aços laminados a frio para 790 °C, 810 °C e 830 °C por 100 segundos respectivamente, resfriamento imediato para várias temperaturas de têmpera (770 °C, 790 °C e 810 °C respectivamente), fixação isotérmica for 40 segundos, seguida de arrefecimento brusco de água. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 100 segundos, seguidos de resfriamento a ar para simular tratamento de superenvelhecimento.

Propriedade de Tração e Propriedades de flexão de Aços Recozidos [090] Espécimes de tração padrão ASTM-T foram preparados para o teste de tração em temperatura ambiente. As amostrar processadas por um ciclo de recozimento foram selecionadas para teste de flexão. Esse ciclo de recozimento envolveu o reaquecimento da tira fria (cerca de 1,0 mm de espessura) para 850 °C por 100 segundos, resfriamento imediato para 810 °C, 40 segundos fixação isotérmica na temperatura de têmpera, seguida de arrefecimento brusco de água. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 100 segundos, seguidos de resfriamento a ar para simular tratamento de superenvelhecimento. Um teste de flexão em forma de V independente a 90° ao longo da direção de laminação foi empregado para caracterizaçã o de propriedades de flexão. No presente estudo, a faixa de raio de matriz variou de

2,75 a 4,00 mm em incrementos de 0,25 mm. A superfície de amostra após teste de flexão foi observada sob 10x de ampliação. Um comprimento de

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28/36 fissura na amostra na superfície de flexão externa que é menor do que 0,5 mm é considerado uma microfissura e uma fissura maior do que 0,5 mm é reconhecida como um fracasso. Uma amostra sem qualquer comprimento de fissura visível é identificada como “passou o teste”.

Propriedades de Microestrutura e Tração de Tiras Quentes [091] As Figuras 17a a 17e são micrográficos de SEM a 1,000X de aços laminados a quente (0,28 a 0,36% C) após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 °C. O aumento no conteúdo de carbono e a adição de boro levaram a um aumento na fração de volume de martensita, que pode ser atribuída ao papel de C e B no aumento de temperabilidade. A Figura 17a é uma SEM do aço com 0,28C. A Figura 17b é uma SEM do aço com 0,28C-0,002B. A Figura 17c é uma SEM do aço com 0,32C. A Figura 17d é uma SEM do aço com 0,32C-0,002B. A Figura 17e é uma SEM do aço com 0,36C.

[092] As propriedades de tração correspondentes dos aços experimentais em temperatura ambiente (após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 ^°C) são mostradas nas Figuras 18a e 18b. A Figura 18a traça a resistência das ligas versus o conteúdo de carbono, com e sem boro. A Figura 18b traça a ductilidade das ligas versus o conteúdo de carbono, com e sem boro. O aumento em conteúdo de carbono de 0,28% a 0,36% levou a um aumento em limite de resistência à tração de 529 a 615 MPa e na resistência de rendimento de 374 a 417 MPa. Os alongamentos total e uniforme permaneceram similares em 29% e 15%, respectivamente. A adição de 0,002% de boro em aços com 0,28 e 0,32% de C resultou em um aumento em UTS de cerca de 40 Mpa.

[093] As Figuras 19a a 19e são micrográficos de SEM a 1,000X de aços laminados a quente (0,28 a 0,36% C) após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 660 °C. A Figura 19a é uma SEM do aço com 0,28C. A Figura 19b é uma SEM do aço com 0,28C-0,002B. A Figura 19c é uma SEM do

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29/36 aço com 0,32C. A Figura 19d é uma SEM do aço com 0,32C-0,002B. A Figura 19e é uma SEM do aço com 0,36C. A adição de boro levou a um leve engrossamento de grão, que pode ser atribuído à transformação de fase de retardo de B durante o resfriamento. Desse modo, a laminação de acabamento ocorreu em uma região de austenita com tamanho de grão austenita relativamente grosso para os aços adicionados com B e a austenita grossa transformada diretamente em uma microestrutura de ferrita-perlita grossa.

[094] As propriedades de tração correspondentes em temperatura ambiente (após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 660 ^°C) são representadas nas Figuras 20a e 20b. A Figura 20a traça a resistência das ligas versus o conteúdo de carbono, com ou sem boro. A Figura 20b traça a ductilidade das ligas versus o conteúdo de carbono, com e sem boro. O aumento em conteúdo de carbono de 0,28% a 0,36% não impactou significativamente as propriedades de tração. A adição de 0,002% de boro em aços com 0,28 e 0,32% de C resultou em uma leve diminuição em resistência que pode ser devido ao engrossamento de grão. Com base nos níveis de resistência observados, os aços devem ser facilmente laminados a frio para calibres leves sem qualquer dificuldade.

Efeito da Temperatura de Bobinagem em Propriedades de Tração [095] Comparando-se as propriedades de tração nas Figuras 18a e 18b com as Figuras 20a e 20b, o aumento na temperatura de bobinagem de 580 °C a 660 °C levou a uma diminuição em resistência e um aumento em ductilidade, tais atributos são favoráveis à possibilidade de redução de frio aumentada e capacidade de calibre-largura realçada. O aumento em conteúdo de C de 0,28% para 0,36% e a adição de B ao aço de base tem menos efeito nas propriedades de tração dos aços na temperatura de bobinagem mais alta de 660 °C em comparação com 580 °C. O propósito de estudar o efeito de bobinagem a 660 °C no laboratório foi para entender o efeito da temperatura de

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30/36 bobinagem em ambos, na tira quente resistência e na resistência dos aços martensíticos laminados a frio e recozidos.

Propriedades de Tração dos Aços após Simulação de Recozimento [096] Efeito da Temperatura de Encharque (830 °C. 850 °C e 870 °C) [097] As Figuras 21a a 21d representam os efeitos da temperatura de encharque (830 °C, 850 °C e 870 °C), da temperatura de bobinagem (580 °C e 660 °C) e da composição de liga (conteúdo de C e adição de B ao aço de base) nas propriedades de tração dos aços após a simulação de recozimento. As Figuras 21a e 21b traçam as resistências das cinco ligas em diferentes temperaturas de encharque e temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. As Figuras 21c e 21d traçam as ductilidades das cinco ligas em temperaturas de encharque diferentes e em temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. Pode ser visto que aços martensíticos com nível de UTS de 2000 a maior do que 2.100 MPa e TE de

3,5-5,0 % podem ser obtidos no laboratório usando-se as composições de aço com 0,32 e 0,36% de C em temperaturas de encharque de 830 e 850 °C. Uma diminuição na temperatura de encharque de 870 °C a 850 °C resultou em um leve aumento em resistência para a maioria dos aços. O aumento na temperatura de bobinagem não teve efeito significativo em resistência, mas melhorou levemente a ductilidade na maioria dos casos. O aumento e conteúdo de C de 0,28 a 0,36% resultaram em um aumento em UTS de aproximadamente 200 MPa. A adição de 0,002% de B ao aço de base levou a uma diminuição em resistência para a temperatura de bobinagem mais baixa de 580 °C mas não para a temperatura de bobinagem de 660 °C. Não houve efeito significativo de adição de B em ductilidade independentemente da temperatura de bobinagem.

[098] Efeito de Temperatura de Têmpera (780 °C. 810 °C e 840 °C)

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31/36 [099] As Figuras 22a a 22d mostram os efeitos da temperatura de têmpera (780 °C, 810 °C e 840 °C), da temperatura de bobinagem (580 °C e 660 °C) e da composição de liga (conteúdo de C e adição de B ao aço de base) nas propriedades de tração dos aços após a simulação de recozimento. As Figuras 22a e 22b traçam as resistências das cinco ligas a temperaturas de têmpora diferentes e temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. As Figuras 22c e 22d traçam a ductilidades das cinco ligas em temperaturas de têmpera diferentes e em temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. Pode ser visto que aços martensíticos com um UTS próximo a ou que excede 2.100 MPa e um TE de 3,5-5,0% pode ser obtido no laboratório usando-se o aço com 0,36% de C na temperatura de encharque de 870 °C e várias temperaturas de têmpera. Em comparação com os resultados nas Figuras 21a e 21b, os aços não apenas com 0,36% de C, mas também 0,32% de C poderiam ser aquecidos para obter um nível de UTS de 2000 a 2.100 MPa e um TE de 3,5-5,0% a temperaturas de encharque de 830 e 850 °C. Desse modo, uma temperatura de encharque de cerca de 850 °C pode ajudar a alcançar propriedades mecânicas ótimas. Uma diminuição na temperatura de têmpera de 840 °C a 780 °C não teve grande efeito em propriedades de tração para os aços com 0,32 e 0,36% C independentemente da adição de B e da temperatura de bobinagem. Entretanto, uma diminuição na temperatura de têmpera de 840 °C a 780 °C para os aços com 0,28% C (temperatura de bobinagem de 580 °C) levou a uma diminuição em resistência por 100 MPa quando não houve adição de B e esse efeito se tornou menos obvio quando houve adição de B, isto é, aumento de apenas 40 MPa. Isso demonstra que adição de B é beneficial para a estabilização de propriedades de tração, especialmente para os aços com um conteúdo de C relativamente baixo. O aumento em conteúdo de C de 0,28 a 0,36 % resultou em um aumento em UTS de aproximadamente 200 a 300 MPa sem nenhuma

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32/36 mudança obvia em ductilidade especialmente para a temperatura de bobinagem mais alta de 660 °C. No geral, comparadas aos aços após a bobinagem a 580 °C, as propriedades de tração dos aços bobinados 660 °C têm menos sensibilidade às temperaturas de têmpera.

[0100] As Figuras 23a a 23d ilustram o efeito da composição e do ciclo de recozimento em (23a e 23b) resistência à tração e (23c e 23d) ductilidade. As Figuras 22a e 22b traçam as resistências das cinco ligas em três pares diferentes de temperaturas de encharque/têmpera (790 °C/770 °C, 810 °C/790 °C, e 830 °C/810 °C) e em temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. As Figuras 22c e 22d traçam as ductilidades das cinco ligas nos três pares diferentes de temperaturas de encharque/têmpera e em temperaturas de bobinagem de 580 °C e 660 °C, respectivamente. Os aços processados em uma temperatura de encharque de 790 °C e uma temperatura de têmpera de 770 °C demonstraram que a resistência mais baixa, que pode ser atribuída à austenitização incompleta a 790 °C de temperatura de encharque. As Figuras 24a a 24d são micrográficos de quatro das cinco ligas que foram bobinadas a 660 °C, laminadas a frio e recozidas usando-se o par de temperaturas de encharque/têmpera de 790 °C/770 °C. Como pode ser visto, a ferrita formada após o ciclo de recozimento para todas as composições de aços. Similarmente, as Figuras 24e a 24h são micrográficos de quatro das cinco ligas que foram recozidas usando-se o par de temperaturas de encharque/têmpera de 810 °C/790 °C. A formação de ferrita pode ainda ser observada para os aços com 0,28% de C e 0,32% de C. O aumento em conteúdo de C resultou em um aumento em temperabilidade de modo que menos ferrita seja formada no mesmo ciclo de recozimento. Finalmente, as Figuras 24i a 24I são micrográficos de quatro das cinco ligas que foram recozidas usando-se o par de temperaturas de encharque/têmpera 830 °C/810 °C. A maioria dos aços mostrados com resistência mais alta após o

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33/36 recozimento nessas temperaturas, que pode ser devido à microestrutura quase totalmente martensítica obtida.

Propriedades de flexão dos Aços após Simulação de Recozimento [0101]A tabela 11 resume os efeitos de C e B nas propriedades de tração e propriedades de flexão dos aços após 50% de laminação a frio e recozimento após o bobinagem simulada a 580 °C. O processo de recozimento consistiu no reaquecimento da tira fria (cerca de 1,0 mm de espessura) a 850 °C por 100 segundos, resfriamento imediato para 810 °C, 40 segundos de fixação isotérmica em temperatura de têmpera, seguido de arrefecimento brusco de água. Os aços foram então reaquecidos para 200 °C por 100 segundos, seguidos de resfriamento a ar para simular tratamento de superenvelhecimento (OA). Como mostrado na Tabela 11, foi possível produzir aços com limite de resistência à tração entre 1830 e 2080 MPa variando-se a composição de liga.

Tabela 11

ID	Aço	T bem. °C	T têmp. °C	T sup. °C	Calibre mm	YPE %	YS MPa	UTS MPa	YS/UTS	UE	TE	Passagem de propriedades de flexão
1	28C	850	810	200	0,93	0	1.593	1.908	0,83	3,5	4	3,5t
2	28C- B	850	810	200	1,06	0	1.540	1.838	0,84	3,2	3,2	3,7t
3	32C	850	810	200	0,99	0	1.644	2.005	0,82	4,1	4,5	4,0t
4	32C- 2B	850	810	200	0,99	0	1.569	1.922	0,82	4	4,9	3,5t
5	26C	850	810	200	0,97	0	1.688	2.080	0,81	3,5	3,5	4,0t

Comparação com os Exemplos 1 e 2 - Efeito do Manganês para os Aços com 0,28% de C [0102] Os aços com 0,28% de C e 1,0 % / 2,0% de Mn foram apresentados acima nos Exemplos 1 e 2. Nós agora comparamos aqueles aços com o aço que contém 0,28% de C e 0,5% de Mn para investigar o efeito do Mn (0,5 % a 2,0%) em propriedades de tração. As composições químicas detalhadas dos aços são mostradas na Tabela 12.

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Tabela 12

N°	ID	C	Mn	Si	Ti	B	Al	N	S	B	C
1	28C-0,5Mn-Ti	0,28	0,57	0,19	0,02		0,02	0,004	0,00	0,004	0,38
		2	7	9	1				5
2	28C-0,5Mn-Ti-B	0,28	0,58	0,19	0,02	0,0016	0,022	0,004	0,00	0,004	0,38
		1		7	2			2	4
3	28C-1,0Mn-Ti	0,28	0,98	0,19	0,02		0,04	0,004	0,00	0,005	0,44
				8	4			7	3
4	28C-1,0Mn-Ti-B	0,29	0,98	0,20	0,02	0,0018	0,04	0,004	0,00	0,005	0,45
				4	4			7	3
5	28C-1,0Mn	0,29	0,98	0,20			0,035	0,004	0,00	0,007	0,45
				4				9	3
6	28C-2,0Mn	0,28	2,01	0,20			0,034	0,005	0,00	0,006	0,62
				1					3

[0103] A tabela 13 mostra as propriedades de tração dos aços com

0,5% a 2,0% de Mn e as adições de Ti e B após a laminação a quente e o bobinagem simulada a 580 °C. Para os aços com adição de Ti, o aumento em conteúdo de Mn de 0,5% a 1,0% levou a um aumento em ambos o rendimento e as resistências de tração e taxa de rendimento mas nenhum efeito significativo na ductilidade. A adição de B em Ti adicionou aços com 0,5% a 1,0% de Mn resultou em um aumento em resistência. Comparada ao aço 28C-1,0Mn, a adição de Ti foi beneficial para aumentar tanto a resistência quanto a taxa de rendimento, que pode ser atribuída ao efeito de rigidez de precipitação de Ti. Os aços com o conteúdo de Mn mais baixo mostraram uma resistência mais baixa do que o aço com o conteúdo de Mn mais elevado. Isso pode facilitar uma extensão mais alta de laminação a frio para o aço de baixo Mn.

Tabela 13

Aço	Calibre, mm	YPE, %	YS, Mpa	UTS, Mpa	YS/UTS	Eu, %	TE, %
28C-0,5,m- Ti	3,89	2,15	374	529	0,71	16,4	29,3
28C-0,5,m- Ti-B	3,77	1,7	390	567	0,69	15,3	32
28C-1,0,m- Ti	3,49	2,86	448	612	0,73	15,5	29,6
28C-1,0,m- Ti-B	3,61	3,93	491	655	0,75	13,7	27,5
28C-1,0Mn	3,44	1,68	375	571	0,66	17,6	32,2
28C-2,0Mn	3,64	1,82	426	632	0,67	11,3	15,8

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35/36 [0104] As Figuras 25a a 25d mostram as propriedades de tração dos aços com 0,5% a 2,0% de Mn após a bobinagem a 580 °C, laminação a frio (50% de redução de laminação a frio para o aço com 0,5 e 1,0% Mn e 75% de redução de laminação a frio para o aço com 2,0% Mn) e vários ciclos de recozimento. O eixo geométrico X das Figuras 25a a 25d indica temperatura de encharque e de têmpora, isto é, 870/840 significa encharque a 870 °C e arrefecimento brusco a 840 °C. Pode ser visto que o mesmo tratamento de recozimento de 850 °C a 810 °C (temperatura de encharque-têmpera) e 200 °C (superenvelhecimento), o aumento em conteúdo de Mn de 0,5% a 1,0% não teve efeito significativo em resistência para o aço com Ti, mas resultou em um aumento em resistência para o aço com ambas adições de Ti e B e um aumento na ductilidade. O aumento adicional em conteúdo de Mn para 2,0% levou a um aumento pronunciado em UTS de mais de 100 MPa, em YS de mais de 50 MPa e uma diminuição na ductilidade. Esse efeito não foi aplicável para temperatura de encharque mais alta de 870 °C, na qual os aços com 2,0% de Mn não mostraram um aumento em resistência. Isso indica que o aço com 2,0% de Mn é mais sensível do que a temperatura de encharque, que pode ser devido ao engrossamento de grão em temperaturas de recozimento mais altas. Na temperatura de encharque de 870 °C, o aumento em Mn de 0,5% a 1,0% resultou em aumentos em ambas a resistência e a ductilidade para 810 °C e 780 °C de temperaturas de resfriamento. O aço com 0,5 a 1,0% de Mn será relativamente mais fácil de processar durante a fabricação devido às janelas de processo mais amplas.

[0105] Propriedades de flexão de Aços Recozidos com 0,5 a 2,0% de Mn (0,28% de C) [0106] A Tabela 14 lista as propriedades de tração e propriedades de flexão dos aços com 0,5% a 2,0% de Mn após a simulação de recozimento, que foram previamente bobinados a 580 °C. O aço 28C-0,5Mn-Ti demonstrou

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36/36 propriedades de flexão melhores do que o aço 28C-1,0Mn-Ti (3,5t comparado a 4,0t) em um nível comparável de UTS de 1.900 MPa.

Tabela 14

Aço	T bem. °C	T têmp. °C	T sup. °C	Calibre mm	YPE %	YS MPa	UTS MPa	YS/UTS	UE	TE	Passagem de propriedades de flexão
28C- 0,5,m-Ti	850	810	200	0,93	0	1.593	1.908	0,83	3,5	4	3,5t
28C- 0,5,m- Ti-B	850	810	200	1,06	0	1.540	1.838	0,84	3,2	3,2	3,7t
28C- 1,0,m-Ti	850	810	200	0,99	0	1.697	1.901	0,84	4	4,8	> 4,0t
28C- 1,0,m- Ti-B	850	810	200	1	0	1.578	1.886	0,84	3,5	4,9	3,75t
28C- 1,0Mn	850	810	200	1,03	0	1.599	1.896	0,84	4,3	5,7	3,5t
28C- 2,0Mn	0,68	870	810	200	0	1.581	1.927	0,82	4,3	4,3	4,0

[0107] É para ser compreendido que a revelação explicitada no presente documento é estabelecida na forma de realizações detalhadas descritas para o propósito de fazer uma revelação total e completa da presente invenção e que tais detalhes não são para serem interpretados como limitadores do verdadeiro escopo dessa invenção como estabelecido e definido nas reivindicações anexas.

Claims

Reivindicações

1. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, caracterizada pelo fato em que a liga tem um limite de resistência à tração de pelo menos 1.700 Mpa;

a liga contém entre 0,22 e 0,36% em peso de carbono; entre 0,5 e 2,0% em peso de manganês e entre 0,197 e 0,204% em peso de silício;

em que a liga tem um carbono equivalente menor do que 0,44 com o uso da fórmula:

Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 em que Ceq é o carbono equivalente,

C, Mn, Cr, Mo, V, Ni e Cu estão em % em peso dos elementos na liga.
2. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato em que a liga tem um limite de resistência à tração de pelo menos 1.800 MPa.
3. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 2, caracterizada pelo fato em que a liga tem um limite de resistência à tração de pelo menos 1.900 MPa.
4. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 3, caracterizada pelo fato em que a liga tem um limite de resistência à tração de pelo menos 2.000 MPa.
5. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 4, caracterizada pelo fato em que a liga tem um limite de resistência à tração de pelo menos 2.100 MPa.
6. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato em que a liga tem um limite de resistência à tração entre 1.700 e 2.200 MPa.
7. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato em que a liga tem um alongamento

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2/2 total de pelo menos 3,5%.
8. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 7, caracterizada pelo fato em que a liga tem um alongamento total de pelo menos 5%.
9. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato em que a liga está sob a forma de uma bobina, tira ou lâmina laminada a frio.
10. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 9, caracterizada pelo fato em que a bobina, tira ou lâmina laminada a frio tem uma espessura menor ou igual a 1 mm.
11. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato em que a liga contém entre 0,22 e 0,28% em peso de carbono.
12. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato em que a liga contém entre 0,28 e 0,36% em peso de carbono.
13. LIGA DE AÇO MARTENSÍTICO, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato em que a liga contém adicionalmente um ou mais dentre Nb, Ti, B, Al, N, S, P.