BRPI0621704B1 - Chapa de aço de alta resistência laminada a quente e método para produção da mesma - Google Patents

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "CHAPA DE

AçO DE ALTA RESISTÊNCIA LAMINADA A QUENTE E MÉTODO PARA PRODUçãO DA MESMA".

Campo Técnico A presente invenção refere-se a uma chapa de aço de alta resis- tência laminada a quente tendo excelentes propriedades de ductilidade, ca- pacidade de rebordar no estiramento e de fadiga de tração e tendo uma limi- te de resistência à tração (TS) de 780 MPa ou maior, e um método para pro- dução da mesma. Pretende-se aplicar-se esta chapa de aço de alta resis- tência a componentes, tais como estruturas de automóveis e de caminhões, que requeiram capacidade de conformação e propriedades de fadiga de tra- ção. Técnica Anterior Chapas de aço laminadas a quente com uma limite de resistên- cia à tração de 590 MPa ou menor foram usadas para componentes, tais como estruturas de automóveis e caminhões, que requerem propriedades de capacidade de conformação e de fadiga de tração porque o aço de grau convencional de 780 MPa é difícil de se conformar. Além disso, a espessura da chapa de aço do grau de 780 MPa é, como é óbvio, menor que a de uma chapa de aço de grau de 590 MPa. Consequentemente, as propriedades de fadiga de tração da chapa de aço convencional do grau 780 MPa são insufi- cientes quando usadas para tais componentes. Entretanto, em anos recen- tes, para melhorar nos automóveis a capacidade de proteção dos ocupantes do veículo em caso de acidente, um aumento na resistência das chapas de aço para automóveis foi promovida, e o uso de aço do grau de 780 MPa pa- ra peças que requeiram propriedades de fadiga de tração entrou em estudo. A capacidade de conformação requerida para tais componentes inclui alon- gamento e rebordo no estiramento.

Exemplos do método para melhorar o alongamento incluem uma técnica usando austenita retida, que está descrita no documento de patente 1. Entretanto, a austenita retida degrada a capacidade de conformação com rebordo no estiramento. Sabe-se que o rebordo no estiramento melhora à medida que a diferença de dureza entre a matriz e as outras fases diminui.

No aço com austenita retida, a segunda fase é mais dura que a matriz ferrita e a diferença de dureza entre a segunda fase e a matriz ferrita é grande. As- sim, a degradação na capacidade de conformação com rebordo no estira- mento foi um problema. Entretanto, na martensita temperada e em um aço de fase única bainítica, a capacidade de conformação com rebordo de esti- ramento é boa devido a uma pequena diferença de dureza entre a matriz e a segunda fase, mas a ductilidade é baixa. Portanto, para alcançar tanto a ductilidade quanto a capacidade de conformação com rebordo no estiramen- to, é necessário um aço de múltiplas fases no qual a diferença de dureza entre a matriz e a segunda fase seja pequena. São descritas técnicas em relação a chapas de aço de múltiplas fases nas quais a fase ferrita é endu- recida por precipitação através de precipitados contendo Ti, Mo e W (Docu- mento de Patente 2) e por precipitados contendo Ti e Mo (Documento de Patente 3) de forma que a diferença de dureza entre a matriz e a segunda fase bainítica seja diminuída. Além disso, esses documentos de patente são caracterizados pelo fato de que, enquanto o TiC pode ser facilmente embru- tecido pelo tratamento térmico, precipitados incluindo Ti e Mo são inibidos de serem embrutecidos. Entretanto, Mo é caro se comparado com Ti, Nb e V, que são elementos formadores de carbonetos, e além disso, nas chapas de aço que são produzidas por resfriamento brusco com água seguido de res- friamento a ar, ou pela manutenção da temperatura seguida de resfriamento brusco com água, apenas cerca de 50% ou menos do teor de Mo no aço é precipitado, dando origem a um problema de aumento de custo.

Sob essas circunstâncias, tem havido uma demanda de uma técnica que possa aumentar a resistência enquanto satisfaça os requisitos de ductilidade e rebordo no estiramento sem usar o Mo, que é caro, mas usando um elemento menos caro, como o Ti.

Além disso, o Documento de Patente 4 descreve uma técnica em uma chapa de aço composta de fases de ferrita, que é endurecida na precipitação pelo TiC, e bainita. De acordo com um exemplo desse docu- mento de patente, a uma espessura de chapa de 2,9 mm, a limite de resis- tência à tração é 740 N/mm2, o produto (limite de resistência à tração) x (a- longamento) é 18.000 N/mm2.% ou mais, e o produto da razão de expansão do furo e limite de resistência à tração, (limite de resistência à tração) x (ra- zão de expansão do furo), que é um índice para a capacidade de rebordar no estiramento, é 40.000 N/mm2 ou mais. Entretanto, as propriedades de fadiga de tração não são necessariamente suficientes.

Como uma técnica para melhorar as propriedades de fadiga, o Documento de Patente n° 5 descreve uma técnica na qual o alongamento e as propriedades de fadiga são melhoradas pelo controle das frações da composição em uma camada de superfície e em uma camada interna. Entre- tanto, esse documento de patente não menciona quaisquer medidas para melhorar a capacidade de rebordo no estiramento.

Documento de Patente 1: Japanese Unexamined Patent Applica- tion Publication n° 7-62485 Documento de Patente 2: Japanese Unexamined Patent Applica- tion Publication n° 2003-321739 Documento de Patente 3: Japanese Unexamined Patent Applica- tion Publication n° 2004-339606 Documento de Patente 4: Japanese Unexamined Patent Applica- tion Publication n° 8-199298 Documento de Patente 5. Japanese Unexamined Patent Applica- tion Publication n° 11-241141 Descrição da Invenção Em vista dos problemas descritos acima, é um objetivo da pre- sente invenção fornecer uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente na qual, sem usar o Mo que é caro, pelo uso efetivo de elementos formadores de carbonetos, tais como Ti, Nb e V, em particular o Ti, que é um elemento de baixo custo, e cuja quantidade de endurecimento por precipita- ção é grande, tanto a ductilidade quanto a capacidade de rebordo no estira- mento são melhoradas a uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, e excelentes propriedades de fadiga de tração são apresentadas; e um método para a produção da chapa de aço de alta resistência laminada a quente.

As propriedades-alvo na presente invenção são conforme descritas abaixo: (1) Limite de resistência à tração (TS) > 780 Mpa; (2) Ductilidade: alongamento (EL) > 22%; (3) Capacidade de rebordo no estiramento: razão de expansão do furo (λ) £ 65%; (4) Propriedades de fadiga de tração: relação do limite de resis- tência à fadiga de tração na fadiga de tração [razão do limite de fadiga (FL) para TS (FL/TS)] > 0,65. A presente invenção resolve vantajosamente os problemas des- critos acima e pretende propor uma chapa de aço de alta resistência lamina- da a quente na qual precipitados finos inclusive Ti são formados e dispersos homogeneamente, usando assim efetivamente o endurecimento por precipi- tação; tanto a ductilidade quanto a capacidade de rebordo no estiramento são alcançados em aço de alta resistência com um TS de 780 MPa ou mai- or; e além disso as propriedades de fadiga de tração são melhoradas, bem como um método vantajoso para sua produção.

Convencionalmente, tem se acreditado que, quando o Ti é usa- do sozinho, uma vez que o Ti é facilmente embrutecido, os precipitados de- vem ser refinados na presença de Mo. Os presentes inventores estudaram em detalhes a precipitação de Ti e, como resultado, descobriram que inici- ando-se um resfriamento rápido imediatamente após a laminação a quente e controlando-se as condições de resfriamento, é possível formar precipitados finos contendo Ti na ferrita.

Isto é, como resultado de estudos diligentes, os presentes inven- tores descobriram que quando o sistema de composição mostrado no item [1] ou [2] é usado, a fração de volume de ferrita é ajustada na faixa de 50% a 90%, o balanço sendo bainita, precipitados contendo Ti, com um diâmetro médio de 20 nm ou menos, são finamente precipitados na ferrita, e 80% ou mais do teor de Ti no aço são precipitados, o alongamento e a capacidade de rebordo no estiramento têm valores muito altos, e além disso, as proprie- dades de fadiga de tração melhoram dramaticamente. Para alcançar essa estrutura, foi descoberto que é importante usar o aço que tenha a composi- ção mostrada no item [1] ou [2] abaixo e controlar o tempo a partir da lami- nação final em um processo de laminação a quente para o início do resfria- mento.

Acredita-se que a razão para isso seja que controlando-se o tempo a partir do final da laminação até o início do resfriamento para que seja curto, e resfriando-se até uma temperatura que seja 680°C ou maior e menor que (ponto Ar3 menos 20°C), torna-se possível evitar que a tensão introduzida pela laminação seja recuperada e para maximizar a tensão como uma força de direção para a transformação da ferrita, além disso, torna-se possível que os precipitados finos inclusive Ti sejam formados na ferrita, o que foi considerado como sendo difícil, e também a precipitação pode ser efetivamente executada.

Isto é, a essência da presente invenção é conforme descrito a- baixo. [1] Uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente tendo excelen- tes propriedades de ductilidade, capacidade de rebordo no estiramento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou mai- or, a chapa de aço tendo uma composição incluindo, em percentual em massa: C: 0,06% a 0,15%, Si: 1,2% ou menos, Mn: 0,5% a 1,6%, P: 0,04% ou menos, S: 0,005% ou menos, Al: 0,05% ou menos, e Ti: 0,03% a 0,20%, o balanço sendo Fe e as impurezas incidentais, onde a chapa de aço tem uma estrutura na qual a fração de vo- lume de ferrita é 50% a 90%, o balanço é substancialmente bainita, a fração de volume total de ferrita e bainita é 95% ou mais, precipitados contendo Ti são precipitados na ferrita, e os precipitados têm um diâmetro médio de 20 nm ou menos; e 80% ou mais do teor de Ti no aço são precipitados. [2] Uma chapa de aço de alta resistência laminada a quente ten- do excelentes propriedades de ductilidade, capacidade de rebordo no esti- ramento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, a chapa de aço tendo uma composição incluindo, em percen- tual em massa: C: 0,06% a 0,15%, Si: 1,2% ou menos, Mn: 0,5% a 1,6%, P: 0,04% ou menos, S: 0,005% ou menos, Al: 0,05% ou menos, e Ti: 0,03% a 0,20%, e também incluindo pelo menos um ou dois entre Nb: 0,005% a 0,10% e V: 0,03% a 0,15%, o balanço sendo Fe e as impurezas incidentais, onde a chapa de aço tem uma estrutura na qual a fração de vo- lume de ferrita é de 50% a 90%, o balanço é substancialmente bainita, a fra- ção de volume total de ferrita e bainita é de 95% ou mais, precipitados con- tendo Ti são precipitados na ferrita, e os precipitados têm um diâmetro mé- dio de 20 nm ou menos; e 80% ou mais do teor de Ti no aço são precipita- dos. [3] A chapa de aço de alta resistência laminada a quente tendo excelentes propriedades de ductilidade, capacidade de rebordo no estira- mento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior conforme o item [1] ou [2], onde sob a hipótese de que cada grão individual de bainita tem a forma de uma elipse, o comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita é menor que 10 μητ [4] A chapa de aço de alta resistência laminada a quente tendo excelentes propriedades de ductilidade, capacidade de rebordo no estira- mento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior conforme o item [1] ou [2], onde sob a hipótese de que cada grão individual de bainita tem a forma de uma elipse, o comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita é de 10 μπι ou mais, e a razão de aspec- to média da elipse correspondente aos grãos de bainita é 4,5 ou menos. [5] A chapa de aço de alta resistência laminada a quente tendo excelentes propriedades de ductilidade, capacidade de rebordo no estira- mento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior conforme qualquer um dos itens [1] a [4], onde a dureza mé- dia (Hva) da ferrita e a dureza média (Hvb) da bainita satisfazem a relação Hvb - Hva < 230. [6] Um método para produção de uma chapa de aço de alta re- sistência laminada a quente tendo excelentes propriedades de ductilidade, capacidade de rebordo no estiramento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior o método incluindo o aquecimento de uma placa de aço até 1.150°C a 1.300°C, a placa de aço tendo uma composição incluindo, em percentual em massa: C: 0,06% a 0,15%, Si: 1,2% ou menos, Mn: 0,5% a 1,6%, P: 0,04% ou menos, S: 0,005% ou menos, Al: 0,05% ou menos, e Ti: 0,03% a 0,20% o balanço sendo Fe e as impurezas incidentais; e então executando-se a laminação a quente a uma temperatura final de laminação que seja o ponto Ar3 ou maior e menor que (ponto Ar3 mais 100°C); iniciar o resfriamento em 3,0 s a partir de então; executar o resfriamento acelerado a uma taxa média de resfriamento de 30°C/s ou maior até uma temperatura de parada de res- friamento que seja 680°C ou maior e menor que (ponto Ar3 menos 20°C); executar resfriamento a ar por 3 a 15 s sem executar o resfriamento acele- rado; então executar o resfriamento acelerado a uma taxa média de resfria- mento de 20°C/s ou maior; e executar o bobinamento a 300°C a 600°C. [7] Um método para produção de uma chapa de aço de alta re- sistência laminada a quente tendo excelentes propriedades de ductilidade, capacidade de rebordo no estiramento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, o método incluindo o aquecimen- to de uma placa de aço até 1.150°C a 1.300Τ, a placa de aço tendo uma composição incluindo, em percentual em massa: C: 0,06% a 0,15%, Si: 1,2% ou menos, Mn: 0,5% a 1,6%, P: 0,04% ou menos, S: 0,005% ou menos, Al: 0,05% ou menos, e Ti: 0,03% a 0,20%, e também incluindo pelo menos um ou dois entre Nb: 0,005% a 0,10% e V: 0,03% a 0,15%, o balanço sendo Fe e impurezas incidentais; então execu- tando-se a laminação a quente a uma temperatura final de laminação que seja o ponto Ar3 ou maior e menor que (ponto Ar3 mais 100°C); iniciar o res- friamento após 3 s; executar o resfriamento acelerado a uma taxa média de resfriamento de 30°C/s ou maior até uma temperatura de parada de resfria- mento que seja 680°C ou maior e menor que (ponto Ar3 menos 20°C); exe- cutar o resfriamento a ar por 3 a 15 s sem executar o resfriamento acelera- do; então executar o resfriamento acelerado a uma taxa média de resfria- mento de 20°C/s ou maior; e executar o bobinamento a 300°C a 600°C. [8] 0 método para produção de uma chapa de aço de alta resis- tência laminada a quente tendo excelentes propriedades de ductilidade, ca- pacidade de rebordo no estiramento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior conforme o item [6] ou [7], onde a temperatura final de laminação é o ponto Ar3 ou maior e menor que (ponto Ar3 mais 50°C). [9] O método para produção de uma chapa de aço de alta resis- tência laminada a quente tendo excelentes propriedades de ductilidade, ca- pacidade de rebordo no estiramento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior conforme o item [6] ou [7], onde a temperatura final de laminação é (ponto Ar3 mais 50°C) ou maior e menor que (ponto Ar3 mais 80°C). [10] O método para produção de uma chapa de aço de alta re- sistência laminada a quente tendo excelentes propriedades de ductilidade, capacidade de rebordo no estiramento, e fadiga de tração com uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior conforme qualquer um dos itens [6] a [9], onde a temperatura de bobinamento é 350°C a 500°C.

De acordo com a presente invenção, produzindo-se aço com Ti adicionado de forma a ter uma estrutura incluindo ferrita + bainita e forman- do precipitados dispersos homogeneamente incluindo Ti na ferrita, é possí- vel obter excelentes propriedades de ductilidade, capacidade de rebordo no estiramento a uma alta limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, e como resultado é possível diminuir a espessura da chapa dos componentes de automóveis e caminhões, contribuindo assim grandemente para uma maior performance nos corpos automotivos.

Melhores Formas de Execução da Invenção A presente invenção será descrita especificamente abaixo.

Inicialmente, na presente invenção, serão descritas as razões para as limitações das composições das chapas de aço ou das placas de aço para as faixas descritas acima. Note que "%" para a composição signifi- ca o percentual em massa a menos que especificado de forma diferente. C: 0,06% a 0,15% C é um elemento necessário para precipitar carbonetos como precipitados na ferrita e gerar bainita. Para aquele fim, exigi-se que o teor de C seja 0,06% ou mais. Entretanto, se o teor exceder 0,15%, a capacidade de soldagem degrada. Portanto, o limite superior é ajustado para 0,15%. O teor de C está mais preferivelmente na faixa de 0,07% a 0,12%.

Si: 1,2% ou menos Si tem uma função de acelerar a transformação da ferrita. Si também funciona como um elemento de reforço de solução sólida. O teor de Si é preferivelmente 0,1% ou mais. Entretanto, se o Si estiver contido em uma grande quantidade excedendo 1,2%, as propriedades de superfície de- gradam significativamente e a resistência à corrosão também degrada. Por- tanto, o limite superior é ajustado em 1,2%. O teor de Si está mais preferi- velmente na faixa de 0,2% a 1,0%.

Mn: 0,5% a 1,0% Mn é adicionado para aumentar a resistência. Entretanto, se o teor de Mn for menor que 0,5%, o efeito da sua adição é insuficiente. Se o teor de Mn for excessivamente grande excedendo 1,0%, a capacidade de soldagem se degrada significativamente. Portanto, o limite superior é ajusta- do em 1,6%. O teor de Mn está mais preferivelmente na faixa de 0,8% a 1,2%. P: 0,04% ou menos P tende a ser segregado nos limites dos grãos γ velhos, degra- dando assim a tenacidade a baixa temperatura, e também tende a ser se- gregado no aço. Consequentemente, o P aumenta a anisotropia das chapas de aço e degrada a capacidade de trabalho. Portanto, o teor de P é preferi- velmente diminuído tanto quanto possível. Entretanto, uma vez que o teor de P até 0,04% é permissível, o limite superior é ajustado em 0,04%, O teor de P é mais preferivelmente 0,03% ou menos. S: 0,005% ou menos Quando o S é segregado nos limites dos grãos γ velhos ou uma grande quantidade de MnS é gerada, a tenacidade a baixa temperatura é degradada, resultando em dificuldade no uso em climas frios, e também a capacidade de rebordo no estiramento é degradada significativamente. Por- tanto, o teor de S é preferivelmente diminuído tanto quanto possível. Entre- tanto, uma vez que o teor de S até 0,005% é permissível, o limite superior é ajustado em 0,005%.

Al: 0,05% ou menos Al é adicionado como um desoxidante para o aço e é um ele- mento eficaz para melhorar a limpeza do aço. Para obter esse efeito, é pre- ferível ajustar o teor de Al em 0,001% ou mais. Entretanto, se o teor de Al exceder 0,05%, uma grande quantidade de inclusões é gerada, o que pode provocar a ocorrência de cicatrizes nas chapas de aço. Portanto. O limite superior é ajustado em 0,05%.

Ti: 0,03% a 0,20% Ti é um elemento muito importante em vista do endurecimento por precipitação de ferrita. Se o teor de Ti for menor que 0,03%, é difícil ga- rantir a resistência necessária. Se o teor de Ti exceder 0,20%, o seu efeito é saturado, o que apenas leva a um aumento no custo. Portanto, o limite supe- rior é ajustado a 0,20%. O teor de Ti está mais preferivelmente na faixa de 0,08% a 0,18%.

Os constituintes básicos foram descritos acima. Na presente in- venção, os elementos descritos abaixo podem ser também incorporados.

Nb: 0,005% a 0,10% V: 0,03% a 0,15% Para transmitir resistência e resistência à fadiga, pelo menos um ou dois entre Nb e V podem ser incorporados. Esses elementos funcionam como um elemento endurecedor da precipitação ou um elemento reforçador da solução sólida, e contribuem para a melhoria da resistência e da resistência à fadiga. Entretanto, se o teor de Nb for menor que 0,005% ou o teor de V for menor que 0,03%, o efeito da sua adição é insuficiente. Se o teor de Nb exce- der 0,10% ou se o teor de V exceder 0,15%, o seu efeito é saturado, o que apenas leva a um aumento no custo. Portanto, o limite superior é ajustado em 0,10% para o Nb e em 0,15% para ο V. Mais preferivelmente, o teor de Nb es- tá na faixa de 0,02% a 0,06%, e o teor de V está na faixa de 0,05% a 0,10%.

As razões para as limitações da estrutura das chapas de aço serão agora descritas abaixo.

Fração de volume de ferrita: 50% a 90% Se a fração de volume de ferrita for menor que 50%, a fração de volume da segunda fase dura torna-se excessiva, e a capacidade de rebordo no estiramento degrada. Portanto, a fração de volume de ferrita deve ser ajustada em 50% ou mais. Por outro lado, se a fração de volume da ferrita exceder 90%, a fração de volume da segunda fase torna-se excessivamente pequena, e o alongamento não melhora. Portanto, a fração de volume de ferrita deve ser ajustada em 90% ou menos. A fração de volume de ferrita está mais preferivelmente na faixa de 65% a 88%.

Balanço na estrutura de aço sendo substancialmente bainita, e a fração de volume total de ferrita e bainita sendo 95% ou mais.

Para se obter uma boa capacidade de rebordo no estiramento, o balanço, sem contar a ferrita, na estrutura do aço deve ser substancialmente bainita.

Aqui, o balanço, sem contar a ferrita, na estrutura de aço sendo substancialmente bainita significa que o balanço, sem contar a ferrita, na estrutura do aço é principalmente composto de bainita, e a estrutura é for- mada de forma que a fração de volume total de ferrita e bainita seja 95% ou mais. Embora possa haver um caso em que uma fase diferente de ferrita e bainita, tal como a martensita, possa ser misturada, a outra fase é permissí- vel se a fração da outra fase for 5% ou menos. Em tal caso, o balanço pode ser considerado como sendo substancialmente bainita. Mais preferivelmente, a fração de volume total de ferrita e bainita é maior que 97%.

Precipitados contendo Ti sendo precipitados na ferrita, e os pre- cipitados tendo um diâmetro médio de 20 nm ou menos.

Os precipitados contendo Ti são eficazes para reforçar a ferrita e melhorar a tensão de resistência à fadiga. Além disso, na presente invenção, acredita-se que tais precipitados contendo Ti sejam precipitados principal- mente como carbonetos na ferrita. A dureza da ferrita macia é aumentada pelo endurecimento da precipitação dos precipitados, tais como carbonetos, e a diferença na dureza entre a ferrita macia e a bainita dura é diminuída, sendo assim eficaz na melhoria da capacidade de rebordo no estiramento.

Além disso, se o diâmetro médio do precipitado contendo Ti precipitado na ferrita exceder 20 nm, o efeito de evitar que os deslocamentos se movam é pequeno, e não é possível obter a resistência e a resistência à fadiga de tra- ção requeridas. Portanto, é necessário ajustar o diâmetro médio dos precipi- tados contendo Ti precipitados na ferrita em 20 nm ou menos. 80% ou mais do teor de Ti no aço sendo precipitado.

Quando apenas menos de 80% do teor de Ti no aço é precipita- do, o Ti que não forma precipitados juntamente com o C, etc. permanece no estado de solução sólida na ferrita. Nesse caso, a ação de melhorar a resis- tência e a resistência à fadiga de tração é pequena, sendo assim antieco- nômico e ineficiente. De acordo com a presente invenção, foi descoberto que, para se obter a resistência e a resistência à fadiga necessárias econô- mica e eficientemente, é eficaz que 80% ou mais do teor de Ti no aço sejam precipitados, Além disso, mais preferivelmente, o diâmetro médio dos preci- pitados está na faixa de 3 a 15 nm. Mais preferivelmente, 90% ou mais do teor de Ti no aço sejam precipitados.

Na presente invenção, os precipitados contendo Ti são precipi- tados principalmente na ferrita conforme descrito acima. Acredita-se que a razão para isso seja que o limite de solubilidade sólida do C na ferrita é me- nor que na austenita, e o C supersaturado tende a ser precipitado pela for- mação de carbonetos contendo Ti na ferrita. Na verdade, quando uma amos- tra de película fina preparada a partir da chapa de aço foi observada com um microscópio de transmissão de elétrons (TEM), os precipitados foram reco- nhecidos na ferrita. O comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita sendo menores que 10 pm sob a hipótese de que cada grão individual de bainita tem uma forma de elipse. A forma da bainita influencia a capacidade de rebordo no estira- mento, e o menor tamanho do grão de bainita possível é mais preferível com vista a se obter uma melhor capacidade de rebordo no estiramento. Especi- ficamente, preferivelmente o comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita é menor que 10 pm. O comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita sendo 10 pm ou menos e a razão de aspecto média das elipses correspondentes aos grãos de bainita sendo 4,5 ou menos sob a hipótese de que cada grão individual de bainita tenha uma forma de elipse.

No caso onde o comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita é 10 pm ou mais, os grãos de bainita preferivelmente se aproximam a grãos com eixos do mesmo comprimento tanto quanto possível em vista da obtenção de uma boa capacidade de rebordo no estiramento. Especifica- mente, preferivelmente, a razão de aspecto média (comprimento do eixo maior/comprimento do eixo menor) das elipses correspondentes aos grãos de bainita é de 4,5 ou menos. Nesse caso, em vista de melhorar a capacida- de de rebordo no estiramento, o comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita é preferivelmente 50 μηη ou menos.

Acredita-se que a razão para o fato de que a capacidade de re- bordo no estiramento é também melhorada pela redução do tamanho do grão (comprimento do eixo maior) de bainita ou diminuindo-se a razão de aspecto de forma que os grãos de bainita se aproximem tanto quanto possí- vel de grãos com eixos iguais seja que, em uma face de extremidade corta- da, um aumento nas fraturas iniciais pode ser evitado durante o corte, e a expansão das fraturas pode ser atrasada durante a formação do flange. A dureza média (Hva) da fase ferrita e a dureza média (HVB) da fase bainita satisfazendo a relação HvB - Hva < 230 Diminuindo-se a diferença entre a dureza média (HvB) da fase bainita e a dureza média (Hva) da fase ferrita, (HvB - Hva), tanto quanto pos- sível, especificamente, para 230 ou menos, é possível diminuir a diferença na deformação entre a fase ferrita e a fase bainita quando a chapa de aço é submetida a trabalho. Portanto, um aumento nas fraturas pode ser evitado, e uma melhor capacidade de rebordo no estiramento pode ser obtida.

Um método de produção da presente invenção será descrito a- gora.

Aquecer a placa de aço até 1.150°C a 1.300°C

Na placa de aço, Ti, ou Nb e V em adição ao Ti, estão na maio- ria das vezes presentes como carbonetos. Para formar precipitados confor- me desejado na ferrita após a laminação a quente, os precipitados que se precipitaram como carbonetos antes da laminação a quente devem ser fun- didos. Para esse propósito, é necessário executar o aquecimento até uma temperatura maior que 1.150°C. Se o aquecimento for executado a uma temperatura maior que 1.300°C, o tamanho do grão de cristal torna-se ex- cessivamente bruto, e tanto o alongamento quanto a capacidade de rebordo no estiramento degradam. Portanto, o aquecimento é executado a 1,300°C ou menos. Preferivelmente, o aquecimento é executado a 1.200°C ou mais.

Temperatura final de laminação na laminação a quente: ponto Ar3 ou maior e igual a ou menor que (ponto Ar3 mais 100°C) Após a placa de aço ser aquecida até a temperatura de aqueci- mento descrita acima, a laminação a quente é executada, e a temperatura final da laminação, que é a temperatura final da laminação a quente, é ajus- tada para ponto Ar3 ou maior e igual a ou menor que (ponto Ar3 mais 100°C).

Se a temperatura final de laminação for menor que o ponto Ar3, a laminação é executada no estado de ferrita + austenita. Nesse caso, uma vez que é formada uma longa estrutura de ferrita, a capacidade de rebordo no estira- mento degrada. Sob condições onde a temperatura final de laminação exce- de (ponto Ar3 mais 100°C), a tensão introduzida pela laminação é recupera- da, e consequentemente a quantidade necessária de ferrita não pode ser obtida. Portanto, a laminação final é executada na temperatura final de lami- nação que é ponto Ar3 ou maior e igual a ou menor que (ponto Ar3 mais 100°C).

Além disso, se a laminação final for executada, a uma tempera- tura final de laminação que seja (ponto Ar3 mais 50°C) ou maior e menor que (ponto Ar3 mais 80°C), a razão de aspecto torna-se 4,5 ou menos, no caso onde o comprimento em que o eixo maior dos grãos de bainita é 10 pm ou mais,e a capacidade de rebordo no estiramento melhora.

Além disso, para ajustar o comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita para ser menor que 10 μίτι, no método de produção descrito acima, a temperatura final de laminação é preferivelmente ajustada a ponto Ar3 ou maior e menor que (ponto Ar3 mais 50°C).

Começar o resfriamento dentro de 3,0 s após a laminação final e executar o resfriamento acelerado a uma taxa de resfriamento de 30°C/s ou maior até uma temperatura de parada de resfriamento que seja 680°C ou maior e menor que (ponto Ar3 menos 20°C).

Se o período de tempo após a laminação final até o início de res- friamento acelerado exceder 3,0 s, a tensão introduzida pela laminação é recuperada. Consequentemente, não é possível obter-se a quantidade ne- cessária de ferrita, a quantidade de precipitados contendo Ti, e o tamanho de grão. Mais preferivelmente, o resfriamento é iniciado dentro de 1,6 s.

Se a temperatura de parada do resfriamento for (ponto Ar3 me- nos 20°C) ou maior, a nucleação da ferrita não ocorre facilmente. Conse- quentemente, não é possível obter a quantidade necessária de ferrita, a quantidade de precipitados contendo Ti, e o tamanho de grão. Se a tempera- tura de parada de resfriamento for menor que 680°C, a taxa de difusão de C e de Ti diminui. Consequentemente, não é possível obter a quantidade ne- cessária de ferrita, a quantidade de precipitados contendo Ti, e o tamanho de grão. Mais preferivelmente, o resfriamento acelerado é executado a uma temperatura de parada de resfriamento que seja 720°C ou maior e menor que (ponto Ar3 menos 30°C).

No resfriamento acelerado após a laminação a quente, a taxa média de resfriamento a partir da temperatura final de laminação até a para- da do resfriamento deve ser de 30°C/s ou maior. Se a taxa de resfriamento for menor que 30°C/s, é gerada perlita, resultando na degradação das pro- priedades. Preferivelmente, a taxa de resfriamento é de 70°C/s ou maior.

Embora o limite superior da taxa de resfriamento não seja particularmente especificado, para parar com precisão o resfriamento dentro da faixa de temperaturas de parada de resfriamento descrita acima, a taxa de resfria- mento é preferivelmente de cerca de 300°C/s.

Executar o resfriamento a ar por 3 a 15 s sem executar resfria- mento acelerado.

Após o resfriamento acelerado ser interrompido, o resfriamento a ar é executado por 3 a 15 s sem executar o resfriamento acelerado. Se o período de tempo no qual o resfriamento acelerado é interrompido, isto é, período de resfriamento a ar, for menor que 1 s, não é possível obter a quan- tidade necessária de ferrita. Se o período de resfriamento a ar exceder 15 s, é gerada perlita, resultando na degradação de propriedades. Além disso, a taxa de resfriamento é de cerca de 15°C/s durante o período no qual o res- friamento acelerado é interrompido e o resfriamento a ar é executado.

Após o resfriamento a ar, executar o resfriamento acelerado a uma taxa de resfriamento de 20°C/s ou maior, e executar o bobinamento a 300°C a 600°C.

Após o resfriamento a ar, o resfriamento acelerado é iniciado, no qual o resfriamento é executado a uma taxa média de resfriamento de 20°C/s ou maior até a temperatura de bobinamento, e o bobinamento é exe- cutado a 300°C a 600°C. Isto é, a temperatura de bobinamento é ajustada em 300°C a 600°C. Se a temperatura de bobinamento for inferior a 300°C, ocorre o resfriamento brusco com água e o resto da estrutura torna-se mar- tensita, resultando na degradação da capacidade de rebordo no estiramento.

Se a temperatura de bobinamento exceder 600°C, é gerada perlita, resul- tando na degradação de propriedades. Além disso, se a temperatura de bo- binamento for ajustada em 350°C a 500°C, a diferença entre a dureza média da bainita (Hvb) da fase bainita e a dureza média (Hva) da fase ferrita, (HvB - Hva), satisfaz a relação HvB - Hva < 230. Assim, a capacidade de rebordo no estiramento pode ser melhorada. Portanto, a temperatura de bobinamento é preferivelmente ajustada a 350°C a 500°C. Além disso, quando a taxa de resfriamento no resfriamento acelerado após o resfriamento a ar for menor que 20°C/s, é gerada perlita, resultando na degradação de propriedades.

Portanto, a taxa média de resfriamento é ajustada para 20°C/s ou mais após o resfriamento a ar até o bobinamento. Embora o limite superior da taxa de resfriamento não seja particularmente limitado, para interromper com preci- são o resfriamento dentro da faixa de temperatura do bobinamento descrita acima, a taxa de resfriamento é ajustada preferivelmente a cerca de 300°C/s.

EXEMPLOS EXEMPLO 1 Cada um dos aços tendo a composição mostrada na Tabela 1 foi fundido em um conversor, e uma placa de aço foi formada por lingotamento contínuo. A placa de aço foi submetida à laminação a quente, resfriamento e bobinamento sob as condições mostradas na Tabela 2. Portanto, uma chapa de aço laminada a quente com uma espessura de 2,0 mm foi obtida. Note que o Ar3 mostrado na Tabela 2 é o valor obtido da fórmula Ar3 = 910 - 203 x VC + 44,7 x Si - 30 x Mn (onde C, Si e Mn representam os teores dos res- pectivos elementos em percentual em massa), que é uma fórmula de re- gressão para calcular Ar3.

Em relação às chapas de aço assim obtidas, a microestrutura, propriedades de tensão, capacidade de rebordo no estiramento, e proprie- dades de fadiga de tração foram investigadas.

As propriedades de tensão foram testadas por um método con- forme a JISZ2241 usando corpos de prova n° 5 da JIS, nas quais a direção de tração foi ajustada para ser paralela à direção de laminação. O teste de expansão do furo foi executado conforme a Japan Iron and Steel Federation Standard JFTS 1001.

As frações de ferrita e a bainita foram obtidas conforme descrito abaixo. Em relação à seção transversal paralela à direção de laminação, a estrutura foi revelada por uma solução a 3% de nital, a seção transversal na posição correspondente a um quarto da espessura da chapa foi observada por um microscópio ótico com uma amplificação de 400, e as razões de área das porções de ferrita e de bainita foram quantificadas por processamento de imagem e definidas como frações de volume de ferrita e bainita. O comprimento do eixo maior dos grãos de bainita e a razão de aspecto foram obtidos conforme descrito abaixo. Em relação à seção trans- versal paralela à direção de laminação, a estrutura foi revelada por uma so- lução a 3% de nital, e a seção transversal na posição correspondente a um quarto da espessura da chapa foi observada por um microscópio ótico com uma ampliação de 400. O processamento de análise de imagem foi execu- tado usando-se Image-Pro PLUS ver. 4.0.0.11 (produzido por Media Cyber- netics Corp.), no qual elipses (elipses correspondendo a objetos característi- cos) tendo as mesmas áreas que aquelas dos grãos de bainita individuais observados e tendo os mesmos momentos de inércia que aqueles dos grãos de bainita individuais foram supostos, e o comprimento do eixo maior e o comprimento do eixo menor foram obtidos para cada uma das elipses. A ra- zão de aspecto foi definida como comprimento do eixo maior/comprimento do eixo menor. Foram calculadas as médias dos comprimentos do eixo mai- or e das razões de aspecto obtidas para os grãos de bainita individuais e, portanto, o comprimento médio do eixo maior e a razão de aspecto média para os grãos de bainita foram obtidas.

Para observar os precipitados, a estrutura da ferrita foi observa- da por um microscópio de transmissão de elétrons (TEM) com uma amplia- ção de 200.000 ou mais. As composições dos precipitados, tais como Ti, Nb, e V, foram identificados por análise com um analisador de raios x de energia dispersiva (EDX) montado no TEM. Em relação aos precipitados contendo Ti, o processamento de imagem foi executado usando Image-Pro PLUS da mesma maneira que descrito acima, no qual os diâmetros passando através do centro de gravidade de cada um dos precipitados (objetos) a serem me- didos foram medidos a intervalos de 2 graus, e foi tirada a média dos valores medidos para se obter o diâmetro de cada um dos precipitados. Foi tirada a média dos diâmetros dos precipitados individuais, e portanto, foi obtido o diâmetro médio dos precipitados contendo Ti. O teste de fadiga de tração foi executado sob a condição de uma razão de estresse R de 0,05 , o limite de fadiga (FL) foi obtido a um número de repetições de 107, e foi calculada a relação do limite de resistência à fadi- ga de tração (FL/TS). Note que a razão de estresse R é um valor definido por (carga mínima repetida)/(carga máxima repetida). A quantidade de precipitados contendo Ti foi calculada como a razão da quantidade de Ti precipitado para o teor de Ti no aço. A quantidade de Ti precipitado pode ser obtida por análise extrativa. Em um método de análise extrativa, o resíduo extraído eletroliticamente usando uma solução de eletrólito à base de ácido maleico é submetido à fusão alcalina, o fundido resultante é dissolvido em um ácido, e então é executada a medição por es- pectrometria de emissão de ICP. A dureza da ferrita e da bainita foram medidas conforme descrito abaixo. Um testador de acordo com a JISB7725 foi usado para um teste de dureza Vickers. Em relação a uma seção transversal paralela à direção de laminação, a estrutura foi revelada por uma solução a 3% de nital. Na seção transversal, na posição correspondente a um quarto da espessura da chapa, grãos de ferrita e grãos de bainita foram entalhados com uma força de teste de 0,0294 N (carga de teste de 3 g). A dureza foi calculada a partir do com- primento diagonal do entalhe usando-se a fórmula para cálculo da dureza Vickers conforme a JISZ2244. Em relação a 30 grãos de cada um dentre ferrita e bainita, a dureza foi medida e foi tirada a média dos valores medi- dos. Os valores médios para os grãos de ferrita e para os grãos de bainita foram definidos como a dureza média (Hva) da fase ferrita e a dureza média (Hvb) da fase bainita.

Os resultados estão mostrados na Tabela 3. Nos exemplos da presente invenção, a uma espessura de chapa de 2,0 mm e a uma limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, o alongamento foi 22% ou mais, a razão de expansão do furo foi 65% ou mais, e a relação do limite de resis- tência à fadiga de tração (FL/TS) no teste de fadiga de tração foi 0,65 ou mais.

Claims (8)

1. Chapa de aço de alta resistência laminada a quente apresen- tando um limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, caracterizada por uma composição consistindo de, em percentual em massa: C: 0,06% a 0,15%, Si: 1,2% ou menos, Mn: 0,5% a 1,6%, P: 0,04% ou menos, S: 0,005% ou menos, Al: 0,05% ou menos, e Ti: 0,03% a 0,20%, opcionalmente também incluindo pelo menos um ou dois entre Nb: 0,005% a 0,10% e V: 0,03% a 0,15%, o balanço sendo Fe e as impurezas incidentais, onde a chapa de aço tem uma estrutura na qual a fração de vo- lume de ferrita é 50% a 90%, o balanço é substancialmente bainita, a fração de volume total de ferrita e bainita é 95% ou mais, precipitados contendo Ti são precipitados na ferrita, e os precipitados têm um diâmetro médio de 20 nm ou menos; e 80% ou mais do teor de Ti no aço são precipitados.

2. Chapa de aço de alta resistência laminada a quente apresen- tando um limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que sob a hipótese de que cada grão individual de bainita tem a forma de uma elipse, o comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita é menor que 10 μίτι.

3. Chapa de aço de alta resistência laminada a quente apresen- tando um limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que sob a hipótese de que cada grão individual de bainita tem a forma de uma elipse, o comprimento médio do eixo maior dos grãos de bainita é de 10 pm ou mais, e a razão de aspec- to média da elipse correspondente aos grãos de bainita é 4,5 ou menos.

4. Chapa de aço de alta resistência laminada a quente apresen- tando um limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, de acordo com uma das reivindicações 1 a 3, caracterizada pelo fato de que a dureza média (Ηνα) da ferríta e a dureza média (HvB) da bainita satisfazem a relação HvB - Hva < 230.

5. Método para produção de uma chapa de aço de alta resistên- cia laminada a quente apresentando um limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, caracterizado por essencialmente consistir do aquecimento de uma placa de aço até 1.150°C a 1.300°C, a placa de aço tendo uma composição incluindo, em percentual em massa: C: 0,06% a 0,15%, Si: 1,2% ou menos, Mn: 0,5% a 1,6%, P: 0,04% ou menos, S: 0,005% ou menos, Al: 0,05% ou menos, e Ti: 0,03% a 0,20%, opcionalmente também incluindo pelo menos um ou dois entre Nb: 0,005% a 0,10% e V: 0,03% a 0,15%, o balanço sendo Fe e as impurezas incidentais; e então executando-se a laminação a quente a uma temperatura final de laminação que seja o ponto Ar3 ou maior e menor que (ponto Ar3 mais 100°C), iniciar o resfriamento em 3,0 s a partir de então; executar o resfria- mento acelerado a uma taxa média de resfriamento de 30°C/s ou maior até uma temperatura de parada de resfriamento que seja 680°C ou maior e me- nor que (ponto Ar3 menos 20°C); executar resfriamento a ar por 3 a 15 s sem executar o resfriamento acelerado; então executar o resfriamento acelerado a uma taxa média de resfriamento de 20°C/s ou maior; e executar o bobina- mento a 300°C a 600°C.

6. Método para produção de uma chapa de aço de alta resistên- cia laminada a quente apresentando um limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, de acordo com a reivindicação 5, caracterizado pelo fato de que a temperatura final de laminação é o ponto Ar3 ou maior e menor que (ponto Ar3 mais 50°C).

7. Método para produção de uma chapa de aço de alta resistên- cia laminada a quente apresentando um limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, de acordo com a reivindicação 5, caracterizado pelo fato de que a temperatura final de laminação é (ponto Ar3 mais 50°C) ou maior e menor que (ponto Ar3 mais 80°C).

8. Método para produção de uma chapa de aço de alta resistên- cia laminada a quente apresentando um limite de resistência à tração de 780 MPa ou maior, de acordo com uma das reivindicações 5 a 7, caracterizado pelo fato de que a temperatura de bobinamento é 350°C a 500°C.