BR112018012422B1 - Método para produzir uma folha de aço, processo para a produção de um componente, folha de aço, estrutura soldada, uso de uma folha de aço e uso de uma soldagem por pontos de resistência - Google Patents
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Abstract
trata-se de um método para produzir uma folha de aço, o método que compreende os seguintes etapas sucessivas- proporcionar uma folha de aço laminado a frio, a composição química do aço que contêm em peso %: 0,15% = c = 0,23%, 2,0 % = mn = 2,8%, 1,0% = si = 2,1%, 0,02% = al = 1,0%, com 1,7% = si+al = 2,1%, 0 = nb = 0,035 %, 0 = mo = 0,3 %, 0 = cr = 0,4 %, o restante sendo fe e impurezas inevitáveis,- recozimento da folha de aço a uma temperatura de recozimento ta de modo a obter uma estrutura que compreende pelo menos 65% de austenita e até 35% de ferrita intercrítica,- resfriar bruscamente a folha a uma taxa de resfriamento de pelo menos 20 °c/s de uma temperatura de pelo menos 600 °c até uma temperatura de resfriamento brusco qt que compreende entre ms-170 °c e ms-80 °c,- aquecer a folha até uma temperatura de particionamento pt entre 350 °c e 450 °c e manter a folha nesta temperatura por um tempo de partição pt que compreende entre 80s e 440s,- resfriar imediatamente a folha até a temperatura ambiente,sendo que a folha de aço contém uma microestrutura final composta de, na fração superficial- entre 40% e 70% de martensita temperada,- entre 7% e 15% de austenita retida,- entre 15% e 35% de ferrita,- no máximo 5% de martensita fresca,- no máximo 15% de bainita
Description
[001] A presente invenção refere-se a um método para produzir uma folha de aço de alta resistência que contém melhor ductilidade e capacidade de conformação e a uma folha obtida com este método.
[002] Para a fabricação de diversos equipamentos, como peças de carroceria e painéis de carroceria para veículos automotores, é comum a utilização de folhas de aços DP (dupla fase) ou TRIP (Plasticidade Induzida por Transformação).
[003] É também conhecido o uso de aços com estrutura bainítica, livres de precipitados de carbonetos, com austenita retida, que contém cerca de 0,2% de C, cerca de 2% de Mn, cerca de 1,7% de Si, com um limite de elasticidade de cerca de 750 MPa, uma resistência à tração de cerca de 980 MPa, um alongamento total de cerca de 8%. Essas folhas são produzidas em linhas de recozimento contínuo por resfriamento de uma temperatura de recozimento maior do que o ponto de transformação Ac3, até uma temperatura de retenção acima do ponto de transformação Ms e mantendo a folha na temperatura por um determinado tempo.
[004] Para reduzir o peso do automóvel, a fim de melhorar a sua eficiência de combustível, tendo em vista a conservação ambiental global, é desejável ter folhas com melhor rendimento e resistência à tração. Mas essas folhas também devem ter uma boa ductilidade e uma boa capacidade de conformação e, mais especificamente, uma boa flangeabilidade por estiramento.
[005] A este respeito, é desejável ter folhas com uma resistência à tração TS de pelo menos 1.180 MPa, um alongamento total TE de pelo menos 12%, preferivelmente de pelo menos 13%, e uma relação de expansão de furo HER de pelo menos 25%, preferencialmente de pelo menos 30%. A resistência à tração TS e o alongamento total TE são medidos de acordo com a norma ISO 6892-1, publicada em outubro de 2009. Deve ser enfatizado que, devido às diferenças nos métodos de medição, em particular devido a diferenças nas geometrias do espécime usado, os valores do alongamento total TE de acordo com o padrão ISO são muito diferentes e são em particular mais baixos do que o valores do alongamento total de acordo com a norma JIS Z 2201-05. A relação de expansão de furo HER é medida de acordo com a norma ISO 16630: 2009. Devido a diferenças nos métodos de medida, os valores da razão de expansão do furo HER de acordo com a norma ISO 16630: 2009 são muito diferentes e não comparáveis aos valores da relação de expansão de furo À de acordo com o JFS T 1001 (Padrão da Federação de Ferro e Aço do Japão).
[006] Também é desejável ter folhas de aço com propriedades mecânicas como mencionado acima, em uma gama de espessuras de 0,7 a 3 mm e, mais preferencialmente, na gama de 0,8 a 2 mm.
[007] Portanto, a presente invenção visa dotar folhas das propriedades mecânicas ou características mencionadas acima, e um método para produzir o mesmo.
[008] Para este efeito, a invenção refere-se a um método para produzir uma folha de aço com uma resistência à tração de pelo menos 1180 MPa e um alongamento total de pelo menos 12% medido de acordo com a norma ISO 6892-1 e um índice de expansão HER de pelo menos 25% medido de acordo com a norma ISO 16630: 2009, em que o método compreende as seguintes etapas sucessivas: - fornecer folhas de aço laminadas a frio, composição química do aço que contêm em peso %: 0,15% < C < 0,23% 2,0 % <Mn < 2,8%, 1,0% < Si < 2,1% 0,02% < Al < 1,0%, com 1,7% < Si+Al < 2,1%, 0 < Nb < 0,035 %, 0 < Mo < 0,3 %, 0 < Cr < 0,4 %, o restante sendo Fe e impurezas inevitáveis, - recozer a folha de aço a uma temperatura de recozimento TA de modo a obter uma estrutura que compreende pelo menos 65% de austenita e até 35% de ferrita intercrítica, - realizar resfriamento brusco da folha a uma taxa de resfriamento de pelo menos 20 °C/s de uma temperatura de pelo menos 600 °C até uma temperatura de resfriamento brusco QT que compreende entre Ms-170 °C e Ms-80 °C, - aquecer a folha até uma temperatura de particionamento PT entre 350 °C e 450 °C e manter a folha a essa temperatura durante um tempo de separação entre 80s e 440s, - resfriar imediatamente a folha até a temperatura ambiente, sendo que a folha de aço contém uma microestrutura final composta por fração superficial: - entre 40% e 70% de martensita temperada, sendo a martensita temperada com um teor de C inferior a 0,45%, - entre 7% e 15% de austenita retida, - entre 15% e 35% de ferrita, - no máximo 5% de martensita fresca, - no máximo 15% de bainita.
[009] De acordo com uma realização particular, o método compreende, entre a etapa de recozimento e a etapa de resfriamento brusco, uma etapa de resfriamento lento da folha a uma taxa de resfriamento inferior a 5 °C/s durante pelo menos 70 s, até uma temperatura superior ou igual para 600 °C.
[010] Nessa realização, a ferrita compreende, em fração de área em relação a toda a estrutura, entre 0% e 15% de ferrita intercrítica e entre 0% e 35% de ferrita de transformação, sendo a referida ferrita de transformação formada durante a etapa de resfriamento lento.
[011] De preferência, o teor de C na martensita temperada é inferior a 0,03%.
[012] De preferência, a folha com resfriamento tem, antes do aquecimento até à temperatura de particionamento PT, uma estrutura constituída por, na fracção de superfície: - entre 15% e 35% de ferrita, - entre 10% e 30% de austenita, - entre 40% e 70% de martensita, - no máximo 15% de bainita inferior.
[013] De acordo com uma realização particular, a etapa de proporcionar a referida folha de aço laminada a frio que compreende: - laminar a quente uma folha feita do dito aço para obter folhas de aço laminadas termicamente, - bobinar a referida folha de aço laminada termicamente a uma temperatura Tc compreende entre 400 °C e 750 °C, - realizar de um tratamento em lote a uma temperatura que compreende entre 500 °C e 700 °C durante um período entre 2 e 6 dias, - laminação a frio da dita folha de aço laminada termicamente para obter a dita folha de aço laminada a frio.
[014] De preferência, depois da folha ser extinta até à temperatura de resfriamento brusco QT e antes de a folha ser aquecida até à temperatura de particionamento PT, a folha é mantida à temperatura de resfriamento brusco QT por um tempo de retenção que compreende entre 2 s e 8 s, preferencialmente entre 3 s e 7 s.
[015] A composição química do aço preenche preferencialmente pelo menos uma das seguintes condições: C > 0,16 %, C < 0,21 %, Mn > 2,2 %, Mn < 2,7 %, 0,010% < Nb, Mo < 0,05%, ou Mo > 0,1 %, Cr < 0,05%, ou Cr > 0,1%.
[016] De acordo com uma realização particular, a composição química do aço é de modo que C +Si/10 < 0,30% e Al > 6(C+Mn/10) - 2,5%.
[017] Nessa realização, a composição química do aço é de preferência de modo que 1,0% < Si < 1,3% e 0,5% < Al < 1,0%, ainda de preferência de modo que 1,0% < Si < 1,2% e 0,6% < Al < 1,0%.
[018] Por exemplo, após a etapa de resfriamento da folha de aço até a temperatura ambiente, a folha de aço é revestida por um método eletroquímico ou através de um processo de revestimento a vácuo.
[019] Por exemplo, a folha de aço é revestida com Zn ou uma liga de Zn.
[020] De acordo com outra realização particular, a composição química do aço é de modo que 1,3% < Si < 2,1% e 0,02% < Al < 0,5%.
[021] A invenção também se refere a um processo para a produção de um componente feito de pelo menos duas peças feitas de folha de aço montada por solda por ponto de resistência, o dito processo que compreende: - proporcionar uma primeira peça feita de uma primeira folha de aço produzida por um Método, conforme definido na invenção, de modo que C +Si/10 < 0.30% e Al > 6(C+Mn/10) - 2,5%, a primeira folha de aço sendo revestida com Zn ou uma liga de Zn, - proporcionar uma segunda peça feita de uma folha de aço com uma composição de modo que C+Si/10 < 0,30% e Al > 6 (C+Mn/10) - 2,5%, - soldar por pontos de resistência a dita primeira peça feita da dita primeira folha de aço para a segunda peça feita da folha de aço.
[022] A invenção também se refere a uma folha de aço, onde a composição química do aço contém em % em peso: 0,15% < C < 0,23% 2,0 % < Mn < 2,8%, 1,0% < Si < 2,1% 0,02% < Al < 1,0%, com 1,7% < Si+Al < 2,1%, 0 < Nb < 0,035%, 0 < Mo < 0,3%, 0 < Cr < 0,4%, o restante sendo Fe e impurezas inevitáveis, a dita folha de aço com uma microestrutura constituída por fração superficial: - entre 40% e 70% de martensita temperada, sendo a martensita temperada com um teor de C inferior a 0,45%, - entre 7% e 15% de austenita retida, - entre 15% e 35% de ferrita, - no máximo 5% de martensita fresca, - no máximo 15% de bainita.
[023] De acordo com uma realização particular, a ferrita compreende, em relação a toda a estrutura, entre 0% e 15% de ferrita intercrítica e entre 0% e 35% de ferrita de transformação.
[024] De preferência, o teor de C na martensita temperada é inferior a 0,03%.
[025] De preferência, o teor de C na austenita retida é compreendido entre 0,9% e 1,2%.
[026] De preferência, a folha de aço tem um limite de elasticidade de pelo menos 900 MPa, uma resistência à tração de pelo menos 1180 MPa e um alongamento total de pelo menos 12%, medido de acordo com a norma ISO 6892-1, e um índice de expansão HER de pelo menos 25%, medido de acordo com a norma ISO 16630: 2009.
[027] Ainda preferencialmente, o limite de elasticidade é de no máximo 1090 MPa. De fato, um limite de elasticidade de no máximo 1090 MPa garante uma alta capacidade de conformação.
[028] De preferência, a composição química do aço satisfaz pelo menos uma das seguintes condições: C > 0,16 %, C < 0,21 %, Mn > 2,2 %, Mn < 2,7 %, 0,010% < Nb, Mo < 0,05%, ou Mo > 0,1 %, Cr < 0,05%, ou Cr > 0,1%.
[029] De acordo com uma realização particular, a composição química do aço é de modo que C +Si/10 < 0,30% e Al > 6 (C+Mn/10)-2,5%.
[030] Nessa realização, a composição química do aço é de preferência de modo que 1,0% < Si < 1m3% e 0,5% < Al < 1,0%, ainda preferivelmente de modo que 1,0% < Si < 1,2% e 0,6% < Al < 1,0%.
[031] De acordo com outra realização particular, a composição química do aço é de modo que 1,3% < Si < 2,1% e 0,02% < Al < 0,5%.
[032] De acordo com uma realização, a folha de aço é revestida com Zn ou uma liga de Zn, sendo que o revestimento é resultante do uso de um método eletroquímico ou um processo de revestimento a vácuo.
[033] A espessura da dita folha de aço é, por exemplo, que compreende entre 0,7 e 3 mm, preferivelmente entre 0,8 e 2 mm.
[034] A invenção também se refere a uma estrutura soldada que compreende pelo menos dez soldas por pontos de resistência de pelo menos duas partes feitas das folhas de aço, em que uma primeira folha de aço é de acordo com a invenção, tem uma composição química do aço de modo que C +Si/10 < 0,30% e Al > 6 (C+Mn/10)-2,5%, e é revestido com Zn ou uma liga de Zn, e uma segunda folha de aço tem uma composição de modo que C+Si/10 < 0,30% e Al > 6 (C+Mn/10)-2,5%, e o número médio de fissuras por solda por pontos de resistência é menor que 6.
[035] De preferência, a segunda folha de aço é de acordo com a invenção e é revestido com Zn ou uma liga de Zn.
[036] A invenção também se refere ao uso de uma folha de aço fabricada de acordo com a invenção, ou de uma Folha de aço, de acordo com a invenção, para a fabricação de partes estruturais em veículos motorizados.
[037] A invenção também se refere ao uso de uma solda por ponto de resistência produzida de acordo com a invenção, ou de uma estrutura soldada de acordo com a invenção, para a fabricação de peças estruturais em veículos motorizados.
[038] A invenção será agora descrita em detalhes, mas sem introduzir limitações, com referência à figura em anexo.
[039] A composição do aço de acordo com a invenção compreende, em peso percentual: - 0,15% a 0,23% de carbono para assegurar uma resistência satisfatória e melhorar a estabilidade da austenita retida que é necessária para obter um alongamento suficiente. De preferência, o teor de carbono é superior ou igual a 0,16% e / ou preferencialmente inferior ou igual a 0,21%. Se o teor de carbono for muito alto, a folha laminada termicamente é muito difícil de laminar a frio e a soldabilidade é insuficiente. Se o teor de carbono for inferior a 0,15%, a resistência à tração não atingirá 1180 MPa. - 2,0% a 2,8% de manganês. O mínimo é definido para ter uma temperabilidade suficiente para obter uma microestrutura contendo pelo menos 40% de martensita temperada, e uma resistência à tração de mais de 1180 MPa. O máximo é definido para evitar problemas de segregação que são prejudiciais para a ductilidade. De preferência, o teor de manganês é superior ou igual a 2,2% e / ou inferior ou igual a 2,7%. - 1,0% a 2,1% de silício e 0,02% a 1,0% de alumínio, sendo a soma dos teores de silício e alumínio compreendida entre 1,7% e 2,1%.
[040] Uma certa quantidade de alumínio é combinada com oxigênio como Al2O3 e com nitrogênio como AlN; esta quantidade depende do teor de O e N e permanece inferior a 0,025%. O restante, se existir, não é combinado e consiste em “alumínio livre”.
[041] O alumínio ser combinado com o oxigênio resulta da desoxidação no estágio líquido. É prejudicial para as propriedades de ductilidade e, portanto, seu teor deve ser limitado tanto quanto possível.
[042] O alumínio que é combinado com o nitrogênio retarda o crescimento dos grãos austeníticos durante o recozimento. O nitrogênio é um elemento residual resultante da fundição e é inferior a 0,010% na folha de aço.
[043] Após o aquecimento na faixa austenítica, os inventores constataram que o Si e o Al livre estabilizam a austenita retardando-se a formação de carbonetos. Isto ocorre em particular se a folha de aço for resfriada a uma temperatura de modo a obter uma transformação martensítica parcial, e imediatamente reaquecido e mantido a uma temperatura PT durante a qual o carbono é redistribuído de martensita para austenita. Se as adições de teor de Si e de Al livre estiverem em quantidade suficiente, a redistribuição de carbono ocorre sem precipitação significativa de carbonetos. Para este efeito, o Si + Al tem de ser superior a 1,7% em peso (mas inferior a 2,1%). Além disso, o Si fornece uma solução sólida que fortalece e melhora a relação de expansão do furo. Além disso, a soma dos teores de Si e Al deve ser de pelo menos 1,7% para obter um esforço de pelo menos 1180 MPa, em combinação com um alongamento total de pelo menos 12% e uma razão de expansão de pelo menos 25 %. Mas o teor de Si deve ser limitado a 2,1% para evitar a formação de óxidos de silício na superfície da folha, o que seria prejudicial para a capacidade de revestimento.
[044] Além disso, os inventores constataram que, quando Si / 10 > 0,30% - C (Si e C sendo expressos em percentagem em peso), devido ao LME (fenômeno de fragilização por metal líquido), o silício é prejudicial à soldagem por pontos das folhas revestidas e, em particular, às folhas galvanizadas ou galvanização ou eletrogalvanizadas. A ocorrência de LME causa fendas nos limites de grão nas Zonas Afetadas pelo Calor e no metal de solda das juntas soldadas. Portanto (C + Si / 10) deve ser mantido menor ou igual a 0,30%, especialmente se a folha for ser revestida. Os inventores constataram também que para reduzir a sensibilidade LME do aço, para o domínio de composição que é considerado, os teores de Al, C e Mn têm que ser tais que Al > 6 (C + Mn / 10) - 2,5%.
[045] Assim, de acordo com uma primeira realização, particularmente quando não é provável que a LME apareça, Al é adicionado apenas para desoxidar ou opcionalmente para controlar o crescimento dos grãos austeníticos durante o recozimento e seu conteúdo permanece inferior a 0,5%, por exemplo inferior a 0,1%, mas preferivelmente pelo menos 0,020%. De acordo com essa primeira realização, o teor de Si está entre 1,3% e 2,1%. Nesta realização, C + Si / 10 pode ser superior a 0,30%.
[046] De acordo com uma segunda realização, particularmente quando o problema de LME deve ser considerado, C + Si / 10 < 0,30%. Esta condição pode limitar muito o teor de Si, tendo em conta o seu efeito na formação de carbonetos. Além disso, a composição deve satisfazer a condição definida pela fórmula Al > 6 (C + Mn / 10) - 2,5%. Assim, o Al é adicionado em quantidades mais importantes, a fim de substituir pelo menos parcialmente o Si para estabilizar a austenita. Nesta segunda realização, o teor de Al compreende entre 0,5% e 1,0%, de preferência entre 0,6% e 1,0%, e o Si compreende entre 1,0% e 1,3%, de preferência 1,0% e 1,2%. De preferência, o teor de Al é superior ou igual a 0,7%. No entanto, o teor de Al é limitado a 1,0%, a fim de evitar o aumento da temperatura de transformação de Ac3, o que implicaria em maior custo quando aquecido a alta temperatura para obtenção de austenitização da folha de aço na etapa de recozimento. Nessa segunda realização, C + Si / 10 < 0,30% implica que C < 0,20%.
[047] - Opcionalmente, de 0,010% a 0,035% de nióbio, a fim de refinar os grãos de austenita durante laminação térmica e proporcionar reforço de precipitação. Um teor de Nb de 0,010% a 0,035% permite obter limites de elasticidade e alongamento satisfatórios, em particular um limite de elasticidade de pelo menos 900 MPa.
[048] - 0% a 0,3% de molibdênio e/ou 0% a 0,4% de cromo. Mo e Cr podem ser adicionados para aumentar a temperabilidade e para estabilizar a austenita retida, a fim de reduzir fortemente a decomposição da austenita durante o particionamento. De acordo com uma realização, o molibdênio e o cromo podem ser eliminados e seu conteúdo pode permanecer inferior a 0,05% cada, um conteúdo inferior a 0,05% correspondente à presença de Cr ou Mo como impurezas. Quando Mo e/ou Cr são voluntariamente adicionados, seu conteúdo é de pelo menos 0,1%.
[049] O equilíbrio é de ferro e elementos residuais resultantes da produção de aço. A este respeito, Ni, Cu, Ti, V, B, S, P e N, pelo menos, são considerados como elementos residuais que são impurezas inevitáveis. Portanto, seu conteúdo é menor que 0,05% para Ni, 0,03% para Cu, 0,007% para V, 0,0010% para B, 0,005% para S, 0,02% para P e 0,010% para N. O teor de Ti é limitado a 0,05% porque acima desses valores, os carbonitretos de grande porte precipitariam principalmente no estágio líquido e a capacidade de conformação da folha de aço diminuiria, fazendo com que a meta de 12% para o alongamento total fosse de acordo com a norma ISO 6892-1, mais difícil de alcançar.
[050] Quando as folhas são revestidas com ligas de Zn ou Zn, a soldabilidade do ponto quente pode ser afetada pelo fenômeno LME (Incompatibilidade de Metal Líquido).
[051] A sensibilidade de uma particular folha de aço a este fenômeno pode ser avaliada por teste de tração realizado em alta temperatura. Em particular, este teste de tração térmico pode ser realizado utilizando um simulador térmico Gleeble RPI, sendo este dispositivo conhecido per se na especialidade.
[052] Este teste que é chamado de " teste de LME Gleeble "é descrito da seguinte forma: - amostras de uma folha revestida a serem testadas com espessura de 0,7 mm a 3 mm são submetidas a testes de tração em alta temperatura para determinar qual é o deslocamento crítico mínimo para o qual ocorre o trincamento em torno da zona soldada. As amostras cortadas na folha têm uma zona calibrada com 10 mm de comprimento e 10 mm de largura e cabeças com 40 mm de comprimento e 30 mm de largura, sendo o raio de curvatura entre as cabeças e a peça calibrada de 5 mm. - os testes de tração a alta temperatura são realizados por aquecimento rápido (1000 °C/s) de cada amostra, mantendo a amostra a uma temperatura predeterminada e submetendo a amostra aquecida a um alongamento ou deslocamento predeterminado, depois resfriando a amostra no ar, o alongamento ou deslocamento sendo mantido. Após o resfriamento, as amostras são observadas para determinar se há trincamento na LME ou não. É determinado que a amostra tem uma fenda se pelo menos uma fenda de pelo menos 2 mm for formada na amostra. - os testes são feitos em uma pluralidade de temperaturas predeterminadas, de modo que 700 °C, 750 °C, 800 °C, 850 °C, 900 °C e 950°C, e com alongamentos ou deslocamentos de 0,5 mm, 0,75 mm, 1 mm, 1,25 mm, 1,5 mm, 1,75 mm, 2 mm e assim por diante; os alongamentos ou deslocamentos são os alongamentos ou deslocamentos das garras que mantém as amostras no simulador de Gleeble. - o deslocamento crítico para o início do trincamento é relatado e o deslocamento crítico mínimo, isto é, o deslocamento mínimo para o qual o trincamento ocorre, é determinado para a faixa de temperatura considerada.
[053] Geralmente, considera-se que quando o deslocamento crítico mínimo é inferior a 1,5 mm a uma temperatura entre 700 °C e 800 °C, a probabilidade de observar muitas fendas LME nas soldas por pontos de resistência é alta e quando o deslocamento crítico mínimo é pelo menos 1,5 mm, a probabilidade de observar muitas fendas LME nas soldas por pontos de resistência é baixa.
[054] A este respeito, os inventores constataram que para aços correspondentes à presente invenção ou semelhantes a estes aços, se a composição é de modo que C + Si / 10 é menor ou igual a 0,30%, e Al é maior ou igual a 6 (C + Mn/10) -2,5%, o deslocamento crítico mínimo é de pelo menos 1,5 mm e quando C + Si / 10 é maior que 0,30%, e/ou Al é menor que 6 (C + Mn/10) -2,5%, o deslocamento crítico mínimo é menor que 1,5 mm e menor que 1 mm.
[055] Outro método para avaliar a soldabilidade a ponto das folhas revestidas é um “teste de soldagem por pontos de resistência LME” o que permite determinar a probabilidade de observar um grande número de soldas trincadas resultantes de LME em um número importante de soldas por pontos de resistência, por exemplo, numa produção industrial de produtos que compreendem peças que são montadas por soldagem por pontos de resistência tais como, por exemplo, carrocerias de automóveis.
[056] Esse “teste de soldagem por pontos de resistência LME ” é derivado do teste de vida do eletrodo para soldagem por pontos de resistência em que uma pluralidade de soldas por pontos de resistência, por exemplo 30, é realizada em três folhas sobrepostas: a folha a ser testado e duas folhas de suporte feitas de folhas galvanizadas de baixo carbono, por exemplo DX54D + Z de acordo com o documento n° EN 10346. As espessuras das folhas são de 1,6 mm e as soldas por pontos de resistência são feitas de acordo com a norma ISO 18278 - 2 para conjuntos heterogêneos. Os parâmetros são: - diâmetro da ponta do eletrodo: 8 mm, - força de soldagem: 4,5 kN, - tempo de soldagem: 3 pulsos de 180 ms separados por períodos de 40 ms (tempos de resfriamento), - tempo de retenção: 400 ms.
[057] Para esse teste, a fim de determinar a eventual ocorrência de fendas nas soldas por pontos de resistência, as amostras são cortadas e polidas. As soldas por pontos de resistência são então gravadas com ácido pícrico e observadas ao microscópio, por exemplo, com uma ampliação de 200x, para determinar o número de fendas em cada ponto de resistência e a soma do comprimento das fendas em cada solda de ponto de resistência.
[058] Para exemplos tendo uma composição de modo que C + Si/10 <0,30% e C + Si/10> 0,30%, respectivamente, sendo Al mais de 6 (C + Mn/10) -2,5% em qualquer caso, as proporções do número de fendas para cada ponto de solda de resistência são as seguintes: - C+Si/10 < 0,30%: teste de LME Gleeble > 1,5 mm, 80% das soldas por pontos de resistência têm menos de 10 fendas, 0% têm 20 ou mais fendas, - C + Si/10> 0,30%: teste de LME Gleeble < 1.5 mm, apenas 40% das soldas por pontos de resistência têm menos de 10 fendas e 30% têm 20 ou mais fendas.
[059] Se o número médio de fendas em cada solda por ponto de resistência for considerado, os resultados serão os seguintes: - para composições de modo que C+Si/10 < 0,30%, o número médio de fendas em cada solda por ponto de resistência é menor que 6, - para composições de modo que C+Si/10 > 0,30%, o número médio de fendas em cada solda por ponto de resistência é maior que 6.
[060] A folha laminada termicamente com uma espessura entre 2 e 5 mm pode ser produzida de um modo conhecido a partir da composição de aço da invenção acima mencionada. Como exemplo, a temperatura de reaquecimento antes da laminação pode ser compreendida entre 1200 °C e 1280 °C, preferivelmente cerca de 1250 °C, a temperatura de laminação final que preferivelmente compreende entre Ar3 e 950 °C, preferencialmente, mais de 850 °C, e a bobinagem é realizada a uma temperatura preferencialmente que compreende entre 400 °C e 750 °C.
[061] Após a bobinagem, a folha apresenta estrutura ferrito- perlítica ou ferrito-perlito-bainítica.
[062] Após a bobinagem, a folha é recozida em lote para reduzir a dureza da folha de aço e, portanto, melhorar a laminabilidade a frio da folha de aço laminada a quente e bobinada.
[063] Por exemplo, a folha de aço laminada a quente e bobinada é recozida em lote a uma temperatura entre 500 °C e 700 °C, por exemplo entre 540 °C e 640 °C, durante um período entre 2 e 6 dias, de preferência entre 3 e 6 e 5 dias.
[064] A folha pode ser decapada e laminada a frio para obter um rolo laminado a frio com uma espessura entre 0,7 mm e 3 mm, por exemplo na gama de 0,8 mm a 2 mm.
[065] Então, a folha é tratada termicamente em uma linha de recozimento contínuo.
[066] O tratamento térmico compreende as etapas de:
[067] - recozimento da folha a uma temperatura de recozimento TA de modo que, no final da etapa de recozimento, o aço tenha uma estrutura que compreende pelo menos 65% de austenita, e até 100%, e de 0% a 35% de ferrita intercrítica. Uma pessoa versada na técnica sabe como determinar a temperatura de recozimento TA a partir de testes de dilatometria ou que utilizam fórmulas semiempíricas. De preferência, a temperatura de recozimento TA é no máximo Ac3 + 50 °C, a fim de limitar o espessamento dos grãos austeníticos. Ac3 designa a temperatura do final da transformação em austenita durante a etapa de aquecimento. Ainda preferencialmente, a temperatura de recozimento TA é no máximo Ac3. A folha é mantida à temperatura de recozimento, isto é, mantida entre TA - 5 °C e TA + 5 °C, por um tempo de recozimento tA preferencialmente de mais de 60 s, ainda preferencialmente superior a 80 s, mas não necessariamente ser mais do que 300 s.
[068] - resfriamento opcionalmente lento da folha a partir da temperatura de recozimento TA a uma temperatura de parada de resfriamento, a uma taxa de resfriamento inferior a 10 °C/s, preferencialmente menor que 5 °C/s, de forma a obter uma fração total de ferrita que compreende entre 15% e 35%, sem formação de perlita ou bainita. O resfriamento lento é, por exemplo, realizado por um tempo que compreende entre 70 s e 150 s. Essa lenta etapa de resfriamento visa a formação de ferrita, em especial se a fração de ferrita intercrítica for menor que 15%. Nesse caso, a fração de ferrita formada durante o resfriamento lento é maior ou igual a 15%-IF, IF sendo a fração de ferrita intercrítica e menor ou igual a 35%-IF. Se a fração de ferrita intercrítica for de pelo menos 15%, o resfriamento lento é opcional. Em qualquer caso, a fração de ferrita formada durante o resfriamento lento é menor ou igual a 35%-IF, de modo que a fração total de ferrita permaneça no máximo 35%. A temperatura de parada de resfriamento que preferivelmente compreende entre 750 °C e 600 °C. De fato, uma temperatura de parada de resfriamento superior a 750 °C não permite a formação de ferrita suficiente, enquanto uma temperatura de parada de resfriamento inferior a 600 °C pode levar à formação de bainita. A ferrita que pode ser formada durante a etapa de resfriamento lento, também chamada de “ferrita de transformação”, é diferente da ferrita intercrítica que permanece na estrutura no final da etapa de recozimento. Em particular, ao contrário da ferrita de transformação, a ferrita intercrítica é poligonal. Além disso, a ferrita de transformação é enriquecida em carbono e manganês, isto é, possui teores de carbono e manganês superiores aos teores médios de carbono e manganês do aço e superiores aos teores de carbono e manganês da ferrita intercrítica. A ferrita intercrítica e a ferrita de transformação podem, portanto, ser diferenciadas observando-se uma micrografia com um microscópio FEG-TEM que usa elétrons secundários, após de causticar com metabissulfito. Na micrografia, a ferrita intercrítica aparece em cinza médio, enquanto a ferrita de transformação aparece em cinza escuro, devido aos seus teores mais altos de carbono e manganês. Para cada composição particular do aço, uma pessoa versada na técnica sabe como determinar precisamente as condições de resfriamento lentas adequadas para obter a fração de ferrita de transformação desejada. A formação da ferrita de transformação permite controlar com maior precisão a fração de área da ferrita na estrutura final e, assim, proporcionar robustez.
[069] - imediatamente após o recozimento ou a etapa de resfriamento lento, resfriar a folha resfriando-se de uma temperatura de pelo menos 600 °C até uma temperatura de resfriamento brusco QT menor do que o ponto de transformação Ms da austenita restante após o recozimento e resfriamento lento, a uma taxa de resfriamento rápido o suficiente para evitar a formação de bainita superior e granular. A temperatura de resfriamento brusco QT que compreende entre Ms-80 °C e Ms-170 °C. A taxa de resfriamento é de pelo menos 20 °C/s, de preferência pelo menos 50 °C/s. Para cada composição particular do aço e de cada estrutura, uma pessoa versada na técnica sabe como determinar o ponto de transformação Ms da austenita remanescente após o recozimento e o resfriamento lento. Ele também sabe como determinar a temperatura de resfriamento adaptada para obter uma estrutura desejada, logo após o resfriamento, que consiste em 15% e 35% da soma da ferrita intercrítica e ferrita de transformação, entre 10% e 30% de austenita, e entre 40 % e 70% de martensita, sendo o restante, se houver, menor bainita que, em qualquer caso, é inferior a 15%. Geralmente, a temperatura de resfriamento fica entre 180 °C e 260 °C. Se a temperatura de resfriamento brusco QT for inferior a Ms-170 °C, a fração de martensita temperada (ou particionada) na estrutura final é muito alta para estabilizar uma quantidade suficiente de austenita retida acima de 7%, de forma que o alongamento total de acordo com a norma ISO 6892-1 não chega a 12%. Além disso, se a temperatura de resfriamento brusco QT for superior a Ms-80 °C, a fração de martensita temperada na estrutura final é muito baixa para se obter o desejado à tração. De preferência, a temperatura de resfriamento brusco QT que compreende entre 200 °C e 250 °C. - opcionalmente reter a folha resfriada à temperatura de resfriamento brusco QT por um tempo de retenção que compreende entre 2 s a 8 s, preferencialmente entre 3 s a 7 s, de modo a evitar a formação de martensita autotemperada. - reaquecer a folha desde a temperatura de resfriamento até uma temperatura de particionamento PT que compreende entre 350 °C e 450 °C, e preferencialmente entre 375 °C e 450 °C, ainda preferencialmente entre 400 °C e 440 °C. A taxa de reaquecimento pode ser alta quando o reaquecimento é realizado por aquecimento por indução, por exemplo, entre 6 e 13 °C/s. Se a temperatura de particionamento PT for superior a 450 °C ou inferior a 350 °C, o alongamento do produto final não é satisfatório. - manter a folha à temperatura de particionamento PT por um tempo de divisão entre 80 s e 440 s, de preferência entre 170 s e 430 s. Durante essa etapa de partição, o carbono é dividido, isto é, difunde-se da martensita para a austenita, que é assim enriquecida. - imediatamente após essa etapa de manutenção, resfriar a folha até a temperatura ambiente, a uma velocidade de resfriamento preferencialmente superior a 1 °C/s, por exemplo entre 2 °C/s e 20°C/s. - opcionalmente, após o resfriamento até a temperatura ambiente, a folha pode ser revestida por métodos eletroquímicos, por exemplo, eletrogalvanização, ou através de qualquer processo de revestimento a vácuo, como PVD ou Deposição a Vapor de Jato. Qualquer tipo de revestimento pode ser usado e, em particular, ligas de zinco ou zinco, como ligas de zinco-níquel, zinco-magnésio ou zinco-magnésio-alumínio.
[070] Esse tratamento térmico permite obter uma estrutura final, isto é, após partição e resfriamento até à temperatura ambiente, que consiste em: - austenita retida, com fração de superfície compreendida entre 7% e 15%, - martensita temperada, com uma fração de superfície que compreende entre 40% e 70%, - ferrita, com uma fração de superfície que compreende entre 15% e 35%, a ferrita que inclui, em relação a toda a estrutura, entre 0% (incluído) e 35% de ferrita intercrítica e entre 0% (incluída) e 35% de ferrita de transformação. De acordo com uma primeira realização, a ferrita consiste em ferrita intercrítica. De acordo com uma segunda realização, a ferrita compreende ferrita intercrítica e ferrita de transformação, por exemplo entre 0% e 15% de ferrita intercrítica e entre 0% (excluída) e 35% de ferrita de transformação, - no máximo 5% de martensita fresca, - no máximo 15% de bainita, incluindo menor bainita.
[071] Uma fração de austenita retida de pelo menos 7% e uma fração de ferrita que compreende entre 15% e 35% permitem obter um alongamento total de pelo menos 12% de acordo com a norma ISO 6892-1.
[072] Além disso, esse tratamento permite obter um teor de C aumentado na austenita retida, que é de pelo menos 0,9%, de preferência igual ou de pelo menos 1,0% e até 1,2%.
[073] A martensita compreende martensita fresca e martensita temperada.
[074] A martensita temperada, que é particionada em martensita, tem um teor de C inferior a 0,45%, este conteúdo resultante da partição do carbono da martensita em direção à austenita durante a etapa de partição. Em especial, esse conteúdo resulta da partição do carbono, da martensita formada durante o resfriamento, em direção à austenita.
[075] Um teor de C na martensita temperada (ou particionada) menor que 0,45% é necessário para garantir uma estabilização suficiente da austenita e, portanto, um alongamento total de pelo menos 12%. Além disso, um teor de C na martensita temperada maior ou igual a 0,45% levaria à precipitação de carbonetos dentro da martensita, o que aumenta o limite de elasticidade. Portanto, um teor de C na martensita inferior a 0,45% permite atingir um limite de elasticidade de no máximo 1090 MPa e, portanto, uma alta capacidade de conformação da folha de aço.
[076] O teor de C na martensita temperada é geralmente inferior a 0,03%. Um teor de C na martensita temperada inferior a 0,03% garante uma ótima estabilização da austenita, que não se transforma em martensita durante o teste de relação de expansão do furo, e, portanto, garante uma relação de expansão de furo HER de pelo menos 25%.
[077] A martensita fresca, que resulta da transformação de austenita enriquecida em martensita após a etapa de partição, tem um teor de C de pelo menos 0,9%, geralmente no máximo 1,2%.
[078] De preferência, a fração de martensita fresca na estrutura é inferior ou igual a 5%. De fato, uma fração de martensita fresca superior a 5% levaria a uma relação de expansão de furo HER de acordo com a norma ISO 16630: 2009 inferior a 25%.
[079] Com esse tratamento térmico, folhas de aço com um limite de elasticidade YS de pelo menos 900 MPa, uma resistência à tração TS de pelo menos 1180 MPa, um alongamento total TE de acordo com a norma ISO 6892-1 de pelo menos 12%, e mesmo superior a 13%, e uma relação de expansão de furo HER de acordo com a norma ISO 16630: 2009 de pelo menos 25%, e até pelo menos 30%, pode ser obtido.
[080] Como exemplos e comparação, as folhas feitas de composições de aços de acordo com a tabela I, foram fabricadas, sendo os elementos expressos em peso. As temperaturas de transformação, tais como Ac1 e Ac3 são relatadas na tabela I. Ac1 e Ac3 foram medidos por dilatometria. TABELA I
[081] Nessa Tabela, “res.” significa que o elemento está presente apenas como um resíduo, e que nenhuma adição voluntária deste elemento foi feita, e “nd” significa que o valor não foi determinado. Os valores sublinhados não estão de acordo com a invenção.
[082] As folhas foram laminadas termicamente, depois bobinadas a 450 °C (exemplos 1 a 6 e 9 a 10) ou 730 °C (exemplos 7 e 8). As folhas foram recozidas durante 4 dias a 550 °C ou 650 °C. As folhas, após recozida em lote, foram decapadas e laminadas a frio para obter folhas com uma espessura de 1,2 mm (exemplos 1 a 6 e 9 a 10) ou 1,6 mm (exemplos 7 e 8), recozidos, temperados, divididos e resfriados até à temperatura ambiente.
[083] As condições do tratamento são relatadas na Tabela II.
[084] Na Tabela II, THBA é a temperatura de recozimento em lote, TA é a temperatura de recozimento, tA é o tempo de recozimento, Ms a temperatura Ms, QT a temperatura de resfriamento, PT a temperatura de particionamento, Pt o tempo de partição.
[085] As microestruturas e as propriedades mecânicas são relatadas em Tabela III.
[086] Na Tabela III, TM é a fração superficial da martensita temperada, FM é a fração superficial da martensita fresca, B é a fração superficial da bainita, IF é a fração superficial da ferrita intercrítica, F é a fração superficial total da ferrita (ferrita intercrítica + ferrita de transformação) e RA é a fração superficial da austenita retida.
[087] As propriedades medidas são a relação de expansão de furo HER medida de acordo com a norma ISO 16630: 2009, o limite de elasticidade YS, a tensão de tração TS, o alongamento uniforme UE e o alongamento total TE. O limite de elasticidade YS, a tensão de tração TS, o alongamento uniforme UE e o alongamento total TE foram medidos de acordo com a norma ISO 6892-1, publicada em outubro de 2009.
[088] Todos os exemplos estão relacionados com folhas não revestidas. TABELA II
TABELA III 
[089] Nessa tabela, “nd” significa que o valor não foi determinado. Os valores sublinhados não estão de acordo com a invenção.
[090] Os exemplos 1 a 8 têm todos um teor de C na martensita temperada inferior a 0,45%.
[091] Os exemplos 1 a 8 mostram que, com um Método, conforme definido na invenção, pode se obter folhas de aço com uma resistência à tração de pelo menos 1180 MPa e um alongamento total de pelo menos 12%, e igual de pelo menos 13%. Essas folhas de aço têm um limite de elasticidade de pelo menos 900 MPa, um alongamento uniforme de pelo menos 9,0%, e geralmente de mais de 11%, e uma relação de expansão de furo HER de pelo menos 25%, e até de pelo menos 30%. O limite de elasticidade e o alongamento total são medidos de acordo com a norma ISO 6892-1. A relação de expansão de furo HER é medida de acordo com a norma ISO 16630: 2009.
[092] Em contrapartida, os exemplos 9 e 10 mostram que, se o teor de Si + Al for inferior a 1,7%, não é obtida uma resistência à tração de pelo menos 1180 MPa.
[093] Uma micrografia da microestrutura do exemplo 3 é mostrada na figura anexa. Nesta figura, RA designa a austenita retida, TM designa a martensita temperada e IF designa a ferrita intercrítica.
[094] A folha de acordo com a invenção é soldável por soldagem por pontos de resistência e pode ser utilizada para a fabricação de várias estruturas soldadas. Mas, quando é revestida por ligas de Zn ou Zn, também é soldável se sua composição satisfaz as condições C + Si / 10 < 0,30% e Al > 6 (C + Mn / 10) - 2,5%.
[095] Em particular, uma estrutura soldada, que inclui soldas por pontos de resistência, de pelo menos duas folhas de aço, pode ser produzida pela produção de uma primeira folha de aço por um Método, conforme definido na invenção, a primeira folha é de modo que C+Si/10 < 0,30% e Al > 6(C+Mn/10) - 2,5% e sendo revestido com Zn ou uma liga de Zn, que proporciona uma segunda folha de aço com uma composição de modo que C+Si/10 < 0,30% e Al > 6(C+Mn/10) - 2,5%, e soldagem por pontos de resistência a primeira folha de aço e a segunda folha de aço. A segunda folha de aço pode por exemplo ser produzida por um Método, conforme definido na invenção, e revestido com Zn ou uma liga de Zn.
[096] Assim, obtém-se uma estrutura soldada com uma baixa sensibilidade LME. Por exemplo, para uma tal estrutura soldada que compreende pelo menos dez soldas por pontos de resistência, o número médio de fendas por solda por ponto de resistência é menor que 6.
[097] As folhas de aço opcionalmente soldadas por soldagem de pontos de resistência de acordo com a invenção são utilizadas com fins lucrativos para a fabricação de peças estruturais em veículos motorizados, pois oferecem alta capacidade de conformação durante o processo de fabricação e alta absorção de energia em caso de colisão. As soldas por pontos de resistência de acordo com a invenção são também utilizadas com proveito para a fabricação de peças estruturais em veículos motorizados, uma vez que a eventual iniciação e propagação de fendas localizadas nas zonas soldadas são muito reduzidas.
Claims (29)
1. MÉTODO PARA PRODUZIR UMA FOLHA DE AÇO, caracterizado por conter uma resistência à tração de pelo menos 1180 Mpa e um alongamento total de pelo menos 12%, medido de acordo com a norma ISO 6892-1, e uma relação de expansão de furo HER de pelo menos 25%, medida de acordo com a norma ISO 16630:2009, em que o método compreende as seguintes etapas sucessivas: - proporcionar uma folha de aço laminado a frio feita de um aço que contém uma composição química que contém em % em peso: 0,15% < C < 0,23% 2,0 % <Mn < 2,8%, 1,0% < Si < 2,1% 0,02% < Al < 1,0%, com 1,7% < Si+Al < 2,1%, 0 < Nb < 0,035 %, 0 < Mo < 0,3 %, 0 < Cr < 0,4 %, o restante sendo Fe e impurezas inevitáveis, - recozer a folha de aço a uma temperatura de recozimento TA de modo a obter uma estrutura que compreende pelo menos 65% de austenita e até 35% de ferrita intercrítica, - resfriar bruscamente a folha de aço a uma taxa de resfriamento de pelo menos 20 °C/s de uma temperatura de pelo menos 600 °C até uma temperatura de resfriamento brusco QT que compreende entre Ms-170 °C e Ms-80 °C, - aquecer a folha de aço desde a temperatura de resfriamento brusco QT até uma temperatura de particionamento PT entre 350 °C e 450 °C, e manter a folha de aço à temperatura de particionamento PT por um tempo de partição Pt que compreende entre 80s e 440s, - resfriar imediatamente a folha de aço até a temperatura ambiente, sendo que a folha de aço contém uma microestrutura final que consiste em, na fração superficial: - entre 40% e 70% de martensita temperada, sendo a martensita temperada com um teor de C inferior a 0,03%, - entre 7% e 15% de austenita retida, - entre 15% e 35% de ferrita, - no máximo 5% de martensita fresca, - no máximo 15% de bainita.
2. MÉTODO, de acordo com a reivindicação 1, sendo que o método é caracterizado por compreender, entre a etapa de recozimento e a etapa de resfriamento brusco, uma etapa de resfriamento lento da folha de aço a uma taxa de resfriamento inferior a 5 °C/s por pelo menos 70 s, até a temperatura de pelo menos 600 °C.
3. MÉTODO, de acordo com a reivindicação 2, caracterizado pela ferrita compreender, em fração de área em relação a toda a estrutura, entre 0% e 15% de ferrita intercrítica e entre 0% e 35% de ferrita de transformação, sendo que a ferrita de transformação é formada durante a etapa de resfriamento lento.
4. MÉTODO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, caracterizado pela folha de aço ter, após o resfriamento brusco e antes do aquecimento até a temperatura de particionamento PT, uma estrutura que consiste em, na fração de superfície: - entre 15% e 35% de ferrita, - entre 10% e 30% de austenita, - entre 40% e 70% de martensita, - no máximo 15% de bainita inferior.
5. MÉTODO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizado pela etapa de proporcionar a dita folha de aço laminada a frio compreender: - laminar a quente uma folha feita do dito aço para obter uma folha de aço laminada a quente, - bobinar a dita folha de aço laminada a quente a uma temperatura Tc que compreende entre 400 °C e 750 °C, - realizar um recozimento em lote a uma temperatura THBA que compreende entre 500 °C e 700 °C durante um período entre 2 e 6 dias, - laminar a frio a dita folha de aço laminada a quente para obter a dita folha de aço laminado a frio.
6. MÉTODO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, caracterizado por, após a folha de aço ser resfriada à temperatura de resfriamento brusco QT e antes de a folha de aço ser aquecida à temperatura de particionamento PT, a folha de aço é mantida à temperatura de resfriamento brusco QT por um tempo de retenção que compreende entre 2 s e 8 s.
7. MÉTODO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 6, caracterizado pela composição química do aço satisfazer pelo menos uma das seguintes condições: C > 0,16 %, C < 0,21 %, Mn > 2,2 %, Mn < 2,7 %, 0,010% < Nb, Mo < 0,05%, ou Mo > 0,1 %, Cr < 0,05%, ou Cr > 0,1%.
8. MÉTODO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 7, caracterizado pela composição química do aço ser de modo que C + Si / 10 < 0,30% e Al > 6 (C + Mn / 10) - 2,5%.
9. MÉTODO, de acordo com a reivindicação 8, caracterizado pela composição química do aço ser de modo que 1,0% < Si <1,3% e 0,5% <Al < 1,0%.
10. MÉTODO, de acordo com a reivindicação 9, caracterizado por 1,0% < Si < 1,2% e 0,6% < Al < 1,0%.
11. MÉTODO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 8 a 10, caracterizado por, após a etapa de resfriamento da folha de aço até a temperatura ambiente, a folha de aço ser revestida por um método eletroquímico ou por processo de revestimento a vácuo.
12. MÉTODO, de acordo com a reivindicação 11, caracterizado pela folha de aço ser revestida com Zn ou uma liga de Zn.
13. MÉTODO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 8, caracterizado pela composição química do aço ser de modo que 1,3% < Si < 2,1% e 0,02% < Al < 0,5%.
14. PROCESSO PARA A PRODUÇÃO DE UM COMPONENTE feito de pelo menos duas peças feitas de folha de aço montada por soldagem por pontos de resistência, sendo que o dito processo é caracterizado por compreender: - proporcionar uma primeira peça feita de uma primeira folha de aço produzida por um método, conforme definido na reivindicação 12, - proporcionar uma segunda peça feita de uma folha de aço com uma composição de modo que C+Si/10 < 0,30% e Al > 6 (C+Mn/10) - 2,5%, - soldar por pontos de resistência a dita primeira peça à dita segunda peça.
15. FOLHA DE AÇO, caracterizada por ser feita de um aço que tem uma composição química que contém em % em peso: 0,15% < C < 0,23% 2,0 % <Mn < 2,8%, 1,0% < Si < 2,1% 0,02% < Al < 1,0%, com 1,7% < Si+Al < 2,1%, 0 < Nb < 0,035%, 0 < Mo < 0,3%, 0 < Cr < 0,4%, o restante sendo Fe e impurezas inevitáveis, sendo que a dita folha de aço contém uma microestrutura que consiste em, na fração de superfície: - entre 40% e 70% de martensita temperada, sendo a martensita temperada com um teor de C inferior a 0,03%, - entre 7% e 15% de austenita retida, - entre 15% e 35% de ferrita, - no máximo 5% de martensita fresca, - no máximo 15% de bainita.
16. FOLHA DE AÇO, de acordo com a reivindicação 15, caracterizada pela ferrita compreender, em relação a toda a estrutura, entre 0% e 15% de ferrita intercrítica e entre 0% e 35% de ferrita de transformação.
17. FOLHA DE AÇO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 15 a 16, caracterizada pela austenita retida ter um teor de C que compreende entre 0,9% e 1,2%.
18. FOLHA DE AÇO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 15 a 17, caracterizada pela folha de aço ter um limite de elasticidade de pelo menos 900 MPa, uma resistência à tração de pelo menos 1180 MPa, um alongamento total de pelo menos 12%, medido de acordo com a norma ISO 6892-1, e uma relação de expansão de furo HER de pelo menos 25%, medida de acordo com a norma ISO 16630:2009.
19. FOLHA DE AÇO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 15 a 18, caracterizada pela composição química do aço satisfazer pelo menos uma das seguintes condições: C > 0,16 %, C < 0,21 %, Mn > 2,2 %, Mn < 2,7 %, 0,010% < Nb, Mo < 0,05%, ou Mo > 0,1 %, Cr < 0,05%, ou Cr > 0,1%.
20. FOLHA DE AÇO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 15 a 19, caracterizada pela composição química do aço ser de modo que C + Si/10 < 0,30% e Al > 6 (C + Mn/10) -2,5%.
21. FOLHA DE AÇO, de acordo com a reivindicação 20, caracterizada pela composição química do aço ser de modo que 1,0% < Si <1,3% e 0,5% <Al < 1,0%.
22. FOLHA DE AÇO, de acordo com a reivindicação 21, caracterizada por 1,0% < Si < 1,2% e 0,6% < Al < 1,0%.
23. FOLHA DE AÇO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 15 a 20, caracterizada pela composição química do aço ser de modo que 1,3% < Si < 2,1% e 0,02% < Al < 0,5%.
24. FOLHA DE AÇO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 20 a 22, caracterizada pela folha de aço ser revestida com Zn ou uma liga de Zn, sendo que o revestimento é resultante do uso de um método eletroquímico ou um processo de revestimento a vácuo.
25. FOLHA DE AÇO, de acordo com qualquer uma das reivindicações 15 a 24, caracterizada pela folha de aço ter uma espessura que compreende entre 0,7 e 3 mm.
26. ESTRUTURA SOLDADA que compreende pelo menos dez soldas por pontos de resistência de pelo menos dois componentes feitos de pelo menos duas folhas de aço, caracterizada pela primeira das ditas duas folhas de aço ser conforme definida na reivindicação 25, e uma segunda das ditas duas folhas de aço ter uma composição de modo que C + Si/10 <0,30% e Al > 6 (C + Mn/10) - 2,5%, e em que o número médio de fendas por solda por ponto de resistência é menor que 6.
27. ESTRUTURA, de acordo com a reivindicação 26, caracterizada pela segunda folha de aço ser conforme definida pela reivindicação 24.
28. USO DE UMA FOLHA DE AÇO fabricada, conforme definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 13, ou de uma folha de aço, conforme definida em qualquer uma das reivindicações 15 a 25, caracterizada por ser para a fabricação de peças estruturais em veículos motorizados.
29. USO DE UMA SOLDAGEM POR PONTOS DE RESISTÊNCIA produzida conforme definida na reivindicação 14, ou de uma estrutura soldada, conforme definida em qualquer uma das reivindicações 26 e 27, caracterizada por ser para a fabricação de peças estruturais em veículos motorizados.
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| CN103805838B (zh) * | 2012-11-15 | 2017-02-08 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高成形性超高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| EP2994547A1 (en) * | 2013-03-01 | 2016-03-16 | Rovalma, S.A. | High thermal diffusivity, high toughness and low crack risk during heat treatment tool steel |
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