BRPI0924410B1

BRPI0924410B1 - chapa de aço laminada a quente tendo excelente capacidade de trabalho de perfuração e propriedades de fadiga, chapa de aço galvanizada por imersão a quente, e métodos de produção das mesmas

Info

Publication number: BRPI0924410B1
Application number: BRPI0924410A
Authority: BR
Inventors: Itami Atsushi; Azuma Masafumi; Maruyama Naoki; Yoshinaga Naoki; Sakuma Yasuharu
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp; Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-05-11
Filing date: 2009-09-30
Publication date: 2018-07-17
Also published as: JPWO2010131303A1; CN102333899A; WO2010131303A1; CN102333899B; JP4917186B2

Description

(54) Título: CHAPA DE AÇO LAMINADA A QUENTE TENDO EXCELENTE CAPACIDADE DE TRABALHO DE PERFURAÇÃO E PROPRIEDADES DE FADIGA, CHAPA DE AÇO GALVANIZADA POR IMERSÃO A QUENTE, E MÉTODOS DE PRODUÇÃO DAS MESMAS (51) Int.CI.: C22C 38/00; B21B 3/00; C21D 9/46; C22C 38/14; C22C 38/58 (30) Prioridade Unionista: 11/05/2009 JP 2009-114633 (73) Titular(es): NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL CORPORATION (72) Inventor(es): YASUHARU SAKUMA; ATSUSHI ITAMI; NAOKI MARUYAMA; NAOKI YOSHINAGA; MASAFUMI AZUMA

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Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO LAMINADA A QUENTE TENDO EXCELENTE CAPACIDADE DE TRABALHO DE PERFURAÇÃO E PROPRIEDADES DE FADIGA, CHAPA DE AÇO GALVANIZADA POR IMERSÃO A QUENTE, E MÉTODOS DE PRODUÇÃO DAS MESMAS.

CAMPO TÉCNICO [001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente, uma chapa de aço galvanizada e métodos para produção das mesmas. As chapas de aço têm uma resistência à tração de 590 MPa ou mais. Mesmo se essas chapas forem perfuradas sob severas condições de processamento, os danos que acompanham a rugosidade em uma superfície de fratura após a perfuração podem ser evitados. O material de base e a região perfurada das chapas de aço são excelentes em propriedades de fadiga. A chapa de aço conforme uma configuração da presente invenção é adequada para matérias-primas para peças de automóveis tais como carcaças, membros e chassis de veículos comuns e trilhos. [002] Esse pedido requer prioridade sobre o Pedido de Patente Japonesa N° 2009-114633 depositada em 11 de maio de 2009, cujo teor está incorporado aqui em sua totalidade como referência. TÉCNICA ANTERIOR [003] Do ponto de vista de redução de emissões de CO₂, foram desenvolvidos automóveis e trilhos de peso leve. Ao mesmo tempo, chapas de aço de alta resistência foram amplamente empregadas como membros dos automóveis e trilhos. Entretanto, se forem empregados materiais de alta resistência, defeitos que acompanham a rugosidade podem se desenvolver em uma superfície de fratura após a perfuração, e a deterioração na propriedade de fadiga pode ser provocada com essa porção defeituosa como uma região de início de

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2/48 fratura. Há uma demanda urgente para estabelecer uma técnica para fornecer uma propriedade de fadiga satisfatória em regiões perfuradas especialmente para membros de chassis e membros de carcaça de automóveis e trilhos.

[004] Para tratar desses problemas, os Documentos de Patente 1 e 2 descrevem uma técnica que melhora a propriedade de fadiga pelo emprego de uma estrutura DP que inclui ferrita e martensita. Essas técnicas são caracterizadas pela adição de elementos formadores de ferrita, tais como Si, em uma quantidade específica. Entretanto, se a quantidade de adição de Si for excessivamente grande, a rugosidade em uma interface entre o material de base e a carepa pode aumentar, e assim a propriedade de fadiga pode deteriorar. Além disso, no processo de galvanização de uma chapa de aço laminada a quente, houve um problema pelo fato de que a capacidade de adesão de uma camada galvanizada é diminuída por uma camada concentrada de Si formada na sua superfície. Nessas técnicas, a ferrita é formada através de um processo de resfriamento a ar conduzido no decurso do resfriamento após a laminação a quente. Entretanto, uma vez que é difícil manter as condições de resfriamento a ar uniformemente por todo o comprimento de uma bobina laminada a quente, houve um problema pelo fato de que a variação na textura e no material se tornou maior ao longo do comprimento da bobina (problema 1).

[005] O Documento de Patente 3 descreve um método para obter uma chapa de aço laminada a quente com alta resistência à fadiga de espécimes entalhados. O método descrito emprega uma microestrutura composta de ferrita e bainita e inibe a formação de uma faixa de bainita. Entretanto, nesse método, é necessário manter um estado de resfriamento a ar no decurso do resfriamento após a laminação a quente. Portanto, houve um problema pelo fato de que o material não pode ser mantido uniforme por todo o comprimento da

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3/48 bobina (problema 1).

[006] Em relação a uma chapa de aço à qual os elementos formadores de carbonetos tais como Ti, Nb e V são adicionados, os Documentos de Patente 4 a 7 descrevem, cada um, um método para controlar o desenvolvimento de fraturas e melhorar a propriedade de fadiga de uma região perfurada. Entretanto, no método descrito nos Documentos de Patente 4 a 7, fraturas podem se desenvolver em uma superfície de fratura de um membro atual após perfurar sob certas condições de folga (problema 2). Em adição, uma vez que o teor de Si é alto, a rugosidade em uma interface entre um material de base e uma escória pode aumentar; e portanto, a propriedade de fadiga pode deteriorar (problema 3). Há também um problema pelo fato de que, no processo de galvanização da chapa de aço laminada a quente, a camada galvanizada não aderirá à chapa de aço devido à influência da camada de Si concentrado que existe na superfície (problema 4).

[007] Em relação a uma chapa de aço à qual os elementos formadores de carboneto tais como Ti, Nb e V são adicionados, os Documentos de Patente 8 a 10 descrevem, cada um, um método para controlar o desenvolvimento de fraturas e melhorar a propriedade de fadiga de uma região perfurada pelo emprego de B. Entretanto, nos métodos descritos nos Documentos de Patente 8 a 10, enquanto as fraturas tendem a ser controladas, o seu efeito ainda permanece insuficiente. Portanto, houve um problema pelo fato de que, quando a chapa de aço é perfurada com um perfurador desgastado ou uma lâmina desgastada de máquina de cisalhamento que pode ser usada frequentemente em uma linha de conformação de peças atual, fraturas ou rugosidade significativas podem se desenvolver na superfície final. Como resultado, a propriedade de fadiga da região perfurada pode deteriorar (problema 5).

[008] O Documento de Patente 11 descreve um método para

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4/48 obter uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência que é excelente na propriedade de estiramento, capacidade de conformação do flange de alongamento e propriedade de fadiga pelo emprego de ferrita e bainita como componentes principais e pelo controle dos tamanhos de grão e da fração de precipitados na ferrita e a configuração dos grãos de bainita. Entretanto, com essa estrutura, há também o problema pelo fato de que fraturas ou rugosidades significativas podem se desenvolver em uma extremidade da superfície quando perfurada com um perfurador desgastado ou com uma lâmina desgastada de máquina de cisalhamento (problema 5). É também necessário manter um estado de resfriamento a ar no decurso do resfriamento após a laminação a quente, e portanto, houve um problema na produtividade.

[009] Em relação a uma chapa de aço à qual são adicionados elementos formadores de carbonetos tais como Ti, Nb and V, o Documento de Patente 12 descreve um método de melhorar os defeitos de superfície e a produtividade durante o processo de lingotamento contínuo da chapa de aço. Entretanto, nesse método, uma vez que as condições de laminação a quente não são adequadamente ajustadas, quando a chapa de aço é perfurada com um perfurador desgastado ou uma lâmina desgastada de máquina de cisalhamento, fraturas ou rugosidades significativas podem se desenvolver na extremidade da superfície, e assim a propriedade de fadiga de uma região perfurada pode deteriorar (problema 5). DOCUMENTOS DA TÉCNICA ANTERIOR

DOCUMENTOS DE PATENTE [0010] Documento de Patente 1: Pedido de Patente Japonesa Não Examinada, Primeira Publicação n° H11-158547 [0011] Documento de Patente 2: Pedido de Patente Japonesa Não Examinada, Primeira Publicação n° 2007-321201

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5/48 [0012] Documento de Patente 3: Pedido de Patente Japonesa Não

Examinada, Primeira Publicação n° H5-179346 [0013] Documento de Patente 4: Pedido de Patente Japonesa Não

Examinada, Primeira Publicação n° 2002-161340 [0014] Documento de Patente 5: Pedido de Patente Japonesa Não

Examinada, Primeira Publicação n° 2002-317246 [0015] Documento de Patente 6: Pedido de Patente Japonesa Não

Examinada, Primeira Publicação n° 2003-342684 [0016] Documento de Patente 7: Pedido de Patente Japonesa Não

Examinada, Primeira Publicação n° 2004-250749 [0017] Documento de Patente 8: Pedido de Patente Japonesa Não

Examinada, Primeira Publicação n° 2004-315857 [0018] Documento de Patente 9: Pedido de Patente Japonesa Não

Examinada, Primeira Publicação n° 2005-298924 [0019] Documento de Patente 10: Pedido de Patente Japonesa

Não Examinada, Primeira Publicação n° 2008-266726 [0020] Documento de Patente 11: Pedido de Patente Japonesa

Não Examinada, Primeira Publicação n° 2007-9322 [0021] Documento de Patente 12: Pedido de Patente Japonesa

Não Examinada, Primeira Publicação n° 2007-138238

DESCRIÇÃO DA INVENÇÃO

PROBLEMAS A SEREM RESOLVIDOS PELA INVENÇÃO [0022] A presente invenção foi feita em vista dos problemas 1 a 5 anteriormente mencionados. Um objetivo da presente invenção é fornecer uma chapa de aço laminada a quente, uma chapa de aço galvanizada por imersão a quente, e métodos para produção das mesmas. Essas chapas de aço têm resistência à tração de 590 MPa ou mais. Mesmo se essas chapas de aço forem perfuradas sob severas condições de processamento com necessidades severas de folga ou perfuradas com uma lâmina desgastada de máquina de

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6/48 cisalhamento ou por um perfurador desgastado, os danos que acompanham a rugosidade em uma superfície de fratura após a perfuração podem ser evitados. O material de base e a região perfurada das chapas de aço são excelentes em propriedades de fadiga. Além disso, essas chapas de aço podem ser produzidas com alta produtividade sem necessidade de manter um estado de resfriamento a ar no decurso do resfriamento após a laminação a quente, e portanto, não há variação no material ao longo da direção longitudinal de uma bobina. Uma camada galvanizada formada na chapa de aço laminada a quente não se separará da chapa.

MEIOS PARA RESOLVER OS PROBLEMAS [0023] Os presentes inventores estudaram para resolver os problemas acima mencionados e descobriram que podem ser fornecidas uma chapa de aço laminada a quente e uma chapa de aço galvanizada excelente em propriedade de fadiga sob requisitos severos de folga e condições severas de processo de perfuração nos quais uma lâmina desgastada de máquina de cisalhamento ou um perfurador desgastado é usado e podem ser produzidas com alta produtividade pela técnica a seguir. A técnica é que uma quantidade adequada de Ti seja adicionada sem adição de Nb, e a razão Μη/Ti, a fração de microestruturas, a configuração dos grãos de cristal, a distribuição e o tamanho dos carbonetos à base de Ti e a textura sejam controlados e ajustados adequadamente. A presente invenção foi feita em vista das descobertas acima descritas e o seu sumário é dado abaixo.

[0024] Uma chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e em propriedade de fadiga conforme um aspecto da presente invenção tem uma composição de componentes incluindo, em termos de % em massa, C: 0,025 a 0,15%, Si: 0,01 a 1,0 %, Mn: 1,0 a 2,5 %, P: 0,02 % ou menos, S: 0,005 % ou

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7/48 menos, Al: 0,5% ou menos, Ti: 0,04 a 0,10%, e N: 0,007% ou menos, com o restante sendo Fe e as inevitáveis impurezas. A razão Μη/Ti é 15 ou mais, e Nb não é adicionado. A taxa de volume de ferrita é 30% ou mais, e o restante inclui um ou ambos entre perlita e bainita. O aspecto médio de uma elipse equivalente de um grão de cristal é 5 ou menos. A razão média de aspecto de uma elipse equivalente de um grão de cristal é 5 ou menos. A densidade de distribuição média de carbonetos à base de Ti tendo um tamanho de grão de 20 nm ou maior nas contornos dos grãos de ferrita é 10/pm ou menos. A razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração é menor que 20% e a resistência máxima à tração é 590 MPa ou mais.

[0025] Na chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga conforme um aspecto da presente invenção, a espessura da chapa de aço laminada a quente pode ser de 5 a 10 mm.

[0026] A chapa de aço laminada a quente pode também incluir B em uma quantidade de 0,0003 a 0,005% em massa.

[0027] A chapa de aço laminada a quente pode também incluir um ou ambos entre Zr e V em uma quantidade total de 0,002 a 0,08% em massa.

[0028] A chapa de aço laminada a quente pode também incluir um ou mais elementos selecionados do grupo consistindo em Cr, Cu, Ni, Mo e W em uma quantidade total de 0,02 a 2,0% em massa.

[0029] A chapa de aço laminada a quente pode também incluir um ou mais elementos selecionados do grupo consistindo em Ca, Mg, La e Ce em uma quantidade total de 0,0003 a 0,01% em massa.

[0030] Uma chapa galvanizada por imersão a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga conforme um aspecto da presente invenção e uma entre uma camada

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8/48 galvanizada e uma camada que sofreu recozimento após galvanização (galvannealed) (camada galvanizada ligada) fornecida em uma superfície da chapa de aço laminada a quente.

[0031] Um método para produção de uma chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga conforme um aspecto da presente invenção inclui: após aquecer uma placa tendo uma composição de componentes da chapa de aço laminada a quente conforme um aspecto da presente invenção até uma temperatura de 1100 a 1300Ό, submeter a placa a uma laminação de desbaste de modo a obter uma barra bruta sob a condição de que a temperatura de acabamento seja 1000Ό ou maior; submeter a barra bruta a uma laminação de acabamento de modo a obter um aço laminado sob condições de que a taxa de redução cumulativa das três últimas etapas de laminação seja 25% ou mais e a temperatura final de laminação Tf satisfaça à Equação (1): resfriar a ar a chapa laminada por 1 a 5 segundos após o término da laminação de acabamento, e então subsequentemente resfriar até uma temperatura de 700Ό ou menos sob a condição de que a taxa de resfriamento mínima seja 8°C/s ou mai s de modo a se obter uma chapa de aço laminada a quente; e bobinar a chapa de aço laminada a quente a uma temperatura de 540 a 650Ό.

Tf > 840 + 800 x [%Ti] (1) [0032] No método para produção de chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga conforme um aspecto da presente invenção, o período de tempo do final da laminação de desbaste até o início da laminação de acabamento pode ser ajustado para estar em uma faixa de 45 segundos ou mais.

[0033] O método pode também incluir, após a laminação de acabamento, o recozimento ou do aço laminado ou da chapa de aço

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9/48 laminada a quente a uma temperatura de não mais que a temperatura Ac3.

[0034] Um método para produzir uma chapa de aço galvanizada por imersão a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga conforme um aspecto da presente invenção inclui: preparar uma chapa de aço laminada a quente conforme um aspecto da presente invenção; decapar a chapa de aço laminada a quente, e então aquecer a chapa de aço laminada a quente a uma temperatura de não mais que a temperatura Ac3; e imergir a chapa de aço laminada a quente em um banho de galvanização para galvanizar a superfície da chapa de aço laminada a quente.

[0035] O método para produção de uma chapa de aço galvanizada por imersão a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga conforme um aspecto da presente invenção pode também incluir submeter a chapa de aço galvanizada por imersão a quente a um processo de recozimento após galvanização (galvannealing).

EFEITOS DA INVENÇÃO [0036] De acordo com o aspecto da presente invenção, a chapa de aço laminada a quente e a chapa galvanizada tendo cada uma resistência à tração de 590 MPa ou mais, tendo menos danos em uma região perfurada, e sendo excelentes em propriedade de fadiga de um material de base e de uma região perfurada podem ser fornecidas a baixo custo. Portanto, a sua contribuição industrial é significativamente grande. Em particular, mesmo no caso em que essas chapas de aço são perfuradas sob severas condições de processamento com requisitos severos de folga usando-se uma lâmina desgastada de máquina de cisalhamento ou um perfurador desgastado, os danos que acompanham a rugosidade em uma superfície de fratura após a

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10/48 perfuração podem ser reduzidos, e a propriedade de fadiga das chapas de aço é significativamente alta. Uma vez que as chapas de aço de acordo com um aspecto da presente invenção são excelentes em resistência à corrosão do revestimento, a espessura dos membros de chassis e dos membros de carcaça de automóveis ou trilhos pode ser reduzida: θ, portanto, a presente invenção pode contribuir grandemente para fornecer corpos de veículos com peso leve. Além disso, uma vez que não é necessário manter um estado de resfriamento a ar no decurso do resfriamento após a laminação a quente, a variação do material e da microestrutura em uma direção longitudinal de uma bobina podem ser suprimidas; e, portanto, uma chapa de aço de alta qualidade pode ser confiavelmente fornecida. [0037] Conforme descrito acima, a presente invenção tem efeitos extremamente significativos.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS [0038] A figura 1 ilustra uma relação entre a razão da superfície da fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração de uma chapa de aço laminada a quente, um aspecto médio dos grãos de cristal e uma quantidade de precipitados contendo Ti (no caso em que o teor de C é 0,08% e a temperatura de bobinamento é 600Ό).

[0039] A figura 2 ilustra a relação entre a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração de uma chapa de aço laminada a quente, o teor de Mn e o teor de Ti (no caso em que o teor de C é 0,08% e a temperatura de bobinamento é 600Ό). MELHOR MODO DE EXECUÇÃO DA INVENÇÃO [0040] Inicialmente os presentes inventores investigaram as causas de danos a uma superfície de fratura após a perfuração gerada durante a perfuração com um perfurador ou uma máquina de cisalhamento. Como resultado, eles descobriram que há dois tipos de superfícies de fratura após a perfuração: uma superfície de fratura

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11/48 dúctil e uma superfície de fratura frágil, e que uma rugosidade significativa ou microfraturas se desenvolvem em uma superfície de fratura quando a superfície de fratura frágil aparece. Foi também descoberto que quanto maior a rugosidade, maior a tendência da fratura de fadiga se desenvolver com a região perfurada como um ponto de iniciação de fratura.

[0041] A seguir, os presentes inventores observaram a superfície de fratura frágil em detalhes e investigaram os fatores de microestruturas que podem desenvolver a fratura frágil. Como resultado, eles descobriram que fatores que afetam a razão de superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração incluem (a) a configuração dos grãos de cristal; (b) quantidade e tamanho dos carbonetos de liga tais como TiC nas contornos dos grãos; e (c) textura de uma chapa de aço. Eles também descobriram que, se todos esses fatores forem definidos em faixas adequadas, nenhuma superfície de fratura frágil é gerada na superfície da fratura mesmo se a chapa de aço for processada sob severas condições de processamento.

[0042] Por exemplo, conforme ilustrado na figura 1, o alongamento do grão de cristal na direção de laminação e uma quantidade de TiC precipitado se correlacionou fortemente à frequência de geração da superfície de fratura frágil. Embora as suas causas não sejam claras, as seguintes hipóteses foram levantadas. Quanto maior o alongamento dos grãos de cristal, maior a localização de concentração de tensão nas contornos dos grãos durante o processo de perfuração. Além disso, se uma grande quantidade de carbonetos de liga de grande tamanho se precipita nas contornos dos grãos, a geração de vãos pode ser acelerada durante o trabalho. Consequentemente, fraturas por delaminação podem ocorrer facilmente ao longo das contornos dos grãos, o que pode produzir uma superfície de fratura

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12/48 frágil.

[0043] Então os presentes inventores estudaram sobre as condições dos componentes que possam fornecer uma chapa de aço tendo as seguintes características: (i) a resistência à tração seja 590 MPa ou mais; (ii) possa ser produzida sob uma condição de produção de que nenhum resfriamento a ar seja conduzido no decurso do resfriamento após a laminação a quente, e (iii) a fratura frágil de uma superfície de fratura após a perfuração possa dificilmente ser gerada no caso em que o teor de Si seja adequado para galvanização.

[0044] Como resultado, os presentes inventores descobriram que as propriedades desejadas podem ser fornecidas adicionando-se uma quantidade adequada de Ti, sem adição de Nb, e ajustando-se adequadamente a razão Μη/Ti conforme ilustrado na figura 2.

[0045] Doravante a presente invenção será descrita em detalhes. [0046] Inicialmente serão descritas as razões para limitação dos componentes. O teor de cada componente é representado por % em massa.

[0047] C é um elemento necessário que provoca a precipitação de carbonetos e controla as microestruturas. Se o teor de C for menor que 0,025%, é difícil obter uma resistência à tração de 590 MPa ou mais. Se o teor de C exceder 0,15%, a rugosidade na superfície de fratura após a perfuração se torna grande; e assim a propriedade de fadiga deteriora. Consequentemente o teor de C é ajustado para 0,025 a 0,15%. Do ponto de vista de capacidade de soldagem, o limite superior preferido do teor de C é 0,12%.

[0048] Si melhora a propriedade de fadiga de uma matéria-prima. Entretanto, se o teor de Si exceder 1,0%, a rugosidade em uma interface entre o material de base e a carepa aumenta; e assim a propriedade de fadiga deteriora. Além disso, no caso de uma chapa de aço com carepa, a resistência à corrosão do revestimento diminui

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13/48 devido à carepa vermelha. Consequentemente, o teor de Si é 1,0% ou menos.

[0049] Se a chapa de aço for galvanizada, a capacidade de adesão de uma camada galvanizada diminui quando o teor de Si excede 0,6%; e portanto, o teor de Si é preferivelmente 0,6% ou menos. Uma faixa mais preferível do teor de Si é 0,1% ou menos do ponto de vista de propriedade de fadiga e capacidade de adesão da camada galvanizada.

[0050] Se o teor de Si for menor que 0,01%, a configuração da seção soldada deteriora, e assim a propriedade de fadiga da seção soldada também deteriora. Consequentemente, o limite inferior preferível do teor de Si é 0,01%.

[0051] Mn controla a transformação de modo a controlar a fração de uma microestrutura e a precipitação de carbonetos de liga que acompanham a transformação. Se o teor de Mn for menor que 1,0%, a capacidade de conformação na perfuração se torna insuficiente. Se o teor de Mn excede 2,5%, a segregação macro de Mn se torna proeminente; e portanto, fraturas resultantes da segregação se desenvolvem na região perfurada. Consequentemente, o teor de Mn é ajustado para 1,0 a 2,5%. Um limite superior preferido do teor de Mn é 2,0%.

[0052] P serve como elemento endurecedor da solução sólida; e portanto, P pode ser usado para ajustar a resistência da chapa de aço. O limite superior do teor de P é ajustado para 0,02% porque o P segrega nas contornos dos grãos para provocar fraturas nas contornos dos grãos durante a perfuração. Embora o limite inferior do teor de P não seja particularmente limitado, o P é geralmente incluído a um teor de 0,001% ou mais.

[0053] Uma vez que o S induz fratura frágil da superfície de fratura após a perfuração quando o S se precipita como sulfeto tal como MnS,

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14/48 é desejado que o teor de S seja tão pequeno quanto possível.

Entretanto, uma vez que o teor de S de 0,005% ou menos é aceitável, o limite superior do teor de S é ajustado para 0,005%. Embora o limite inferior do teor de S não seja particularmente limitado, S é geralmente incluído a um teor de 0,0003% ou mais.

[0054] Al é adicionado como um elemento que promove a formação de ferrita. Entretanto, se o teor de Al exceder 0,5%, a temperatura de transformação de γ para a aumenta; e portanto o tamanho dos carbonetos de liga tais como TiC que são formados na transformação de γ para a aumenta. Como resultado, é promovida a fratura frágil na superfície de fratura após a perfuração. Consequentemente, o limite superior do teor de Al é 0,5%. A faixa mais preferível do teor de Al é 0,1% ou menos.

[0055] Al é um elemento eficaz como elemento desoxidante para melhorar a limpeza do aço. Para apresentar esse efeito, o teor de Al é preferivelmente 0,003% ou mais.

[0056] Ti é um elemento importante na presente invenção. Dispersando-se Ti principalmente como TiC no aço, a resistência da chapa de aço pode ser ajustada. Se o teor de Ti for menor que 0,04%, é difícil obter a resistência à tração de 590 MPa ou mais. Se o teor de Ti exceder 0,10%, a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração aumenta, e assim a fratura de fadiga tende a se desenvolver facilmente com a região perfurada como ponto de início da fratura. Consequentemente, o teor de Ti é ajustado para 0,04 a 0,10%. Um limite superior mais preferido é 0,08% ou menos, e nesse caso a propriedade de fadiga satisfatória pode ser alcançada mesmo sob condições de perfuração mais severas.

[0057] N combina com o Ti e forma TiN. Se o teor de N exceder 0,007%, a capacidade de conformação na perfuração diminui. Ao mesmo tempo, a quantidade de formação de carbonetos de liga fina

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15/48 tais como TiC que contribuem para o aprimoramento do aço é reduzida. Consequentemente, o teor de N é 0,007% ou menos. Um limite superior mais preferido do teor de N é 0,004% ou menos.

Embora o limite inferior do teor de N não seja particularmente limitado,

N é geralmente incluído a um teor de 0,001% ou mais.

[0058] Nb não é adicionado nas configurações da presente invenção. Nb é conhecido como um elemento que suprime a recristalização de γ durante a laminação de acabamento. Entretanto, se Nb for adicionado em uma composição de componentes incluindo outros elementos em faixas da presente invenção, o alongamento dos grãos de cristal da chapa de aço é progredido. O Nb também aumenta o tamanho e a quantidade de carbonetos de liga que se precipitam nas contornos dos grãos. Consequentemente, o Nb aumenta significativamente a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração. Portanto, é preferível que o Nb não esteja contido. Entretanto, uma vez que há a possibilidade de que até 0,003% de Nb estejam contidos como impurezas inevitáveis, este é o limite superior do teor de Nb.

[0059] A razão Μη/Ti é um parâmetro de componente importante na presente invenção. Na presente invenção, para diminuir a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração, o tamanho de grão do TiC que existe nas contornos dos grãos de ferrita é controlado para menos de 20 nm conforme descrito mais tarde. Em geral, o TiC começa a precipitar quando a ferrita se transforma. Portanto, no caso em que a transformação de ferrita ocorre a altas temperaturas, grãos brutos de TiC precipitarão. Consequentemente, para suprimir o crescimento de TiC e controlar o tamanho de grão de TiC que existe nas contornos dos grãos de ferrita para menos de 20 nm, é necessário promover a precipitação de TiC nas contornos dos grãos de ferrita a temperaturas tão baixas quanto

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16/48 possível de modo a suprimir o crescimento do grão.

[0060] À medida que o teor de Mn aumenta, a temperatura de transformação da ferrita se torna menor. Portanto, é possível reduzir o tamanho de grão do TiC que se precipita nas contornos dos grãos de ferrita. Consequentemente, é necessário aumentar o teor de Mn de modo a suprimir a transformação de ferrita. Além disso, para suprimir a geração de TiC enquanto se garante a resistência, é necessário controlar o teor de Ti. Consequentemente, é necessário ajustar o limite inferior para a razão Mn/Ti.

[0061] Se a razão Mn/Ti for menor que 15, a formação de ferrita começa a altas temperaturas durante o processo de resfriamento após a laminação a quente. Portanto, uma vez que os grãos de TiC se precipitam simultaneamente com a formação de ferrita, grãos brutos de TiC são formados nas contornos dos grãos. Consequentemente, a razão de superfície da fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração aumenta; e assim a propriedade de fadiga da região perfurada deteriora. Como resultado, a razão Mn/Ti é ajustada para 15 ou mais.

[0062] Para realizar 5% ou menos da razão de superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração, a razão Mn/Ti é preferivelmente ajustada para 15 ou mais. Além disso, para realizar 3% ou menos da razão da superfície de fratura frágil após a perfuração, a razão Mn/Ti é mais preferivelmente 18 ou mais.

[0063] Um ou mais elementos selecionados do grupo consistindo em B, Zr, V, Cr, Cu, Ni, Mo, W, Ca, Mg, La e Ce podem ser incluídos como um componente de seleção se necessário.

[0064] B pode ser usado para suprimir a transformação de γ para a e controlar a microestrutura. Se o teor de B for menor que 0,0003%, o efeito não pode ser adequadamente exibido. Se o teor de B exceder 0,005%, a capacidade de conformação deteriora. Consequentemente,

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17/48 o teor de Β é ajustado para 0,0003 a 0,005%, [0065] Uma vez que Zr e V formam carbonetos de liga com Ti, eles podem ser usados para controlar a resistência da chapa de aço. Se a quantidade total de um ou de ambos entre Zr e V for menor que 0,002%, o efeito pode não ser apresentado adequadamente. Se a quantidade total de um ou de ambos entre Zr e V exceder 0,08%, a propriedade de fadiga da região perfurada deteriora. Consequentemente, a quantidade total de um ou de ambos entre Zr e V é ajustada para 0,002 a 0,08%, e preferivelmente ajustada para 0,03% ou menos.

[0066] Cr, Cu, Ni, Mo e W são elementos de endurecimento da solução sólida, úteis para controlar a resistência das chapas de aço. Um ou mais elementos selecionados do grupo consistindo em Cr, Cu, Ni, Mo e W podem ser incluídos no teor total de 0,02% ou mais. Se o teor total exceder 2,0%, a qualidade de superfície pode ser prejudicada e a propriedade de fadiga pode deteriorar. Consequentemente, 2,0% é o limite superior do teor total desses elementos.

[0067] Ca, Mg, La e Ce são elementos úteis para controlar a configuração e distribuição de inclusões. Um ou mais elementos selecionados entre esses elementos podem ser incluídos no teor total de 0,0003% ou mais. Se o teor total de um ou mais dos elementos selecionados do grupo consistindo em Ca, Mg, La e Ce exceder 0,01%, a qualidade de superfície pode ser prejudicada. Consequentemente, 0,01% é o limite superior do teor total desses elementos.

[0068] A seguir será descrita a microestrutura da chapa de aço laminada a quente da presente invenção.

[0069] A chapa de aço laminada a quente da presente invenção inclui ferrita como fase principal com o restante incluindo ou um ou

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18/48 ambos entre perlita e bainita.

[0070] Na presente invenção, a microestrutura da chapa de aço pode ser observada usando um microscópio ótico de acordo com a JIS G 0551. Um grau de alongamento do grão de cristal na direção de laminação se correlaciona a um comportamento de ocorrência da rugosidade na região perfurada. Portanto, amostras para observar microestruturas são tiradas com uma espessura de seção transversal (também referida como seção tranversal em forma de L) paralela à direção de laminação sendo uma superfície de observação. A superfície de observação pode ser polida, e então causticada com um líquido de causticação nital.

[0071] As razões de área de ferrita, bainita e perlita podem ser medidas por um método de contagem de pontos ou análise de imagem usando-se uma fotografia de microestruturas capturada por um microscópio ótico. O tamanho de grão de ferrita pode ser medido por um método de corte ou um método de comparação de acordo com a JIS G 0551, ou pode ser medido através de uma análise de imagem da fotografia de microestruturas capturadas por um microscópio ótico. [0072] Na presente invenção, ferrita é uma microestrutura mista de ferrita poligonal (PF) e ferrita quase poligonal (doravante referida como aq). Se a quantidade total de ferrita poligonal e de ferrita quase poligonal for menor que 30%, a propriedade de fadiga do material de base deteriora. Consequentemente, a razão de volume de ferrita é ajustada para ser 30% ou mais, e essa razão de volume de ferrita é preferivelmente 50% ou mais. Embora o limite superior da taxa de volume da ferrita não seja parcialmente limitado, o limite superior da taxa de volume da ferrita é substancialmente 98% ou menos.

[0073] Embora a estrutura interna da ferrita quase poligonal não apareça por causticação como na ferrita poligonal (PF), a ferrita quase poligonal é claramente distinta da ferrita poligonal porque a ferrita

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19/48 quase poligonal tem uma configuração ascular. Aqui, se o comprimento da circunferência de um grão de cristal almejado é denotado por Iq e o diâmetro equivalente de círculo é denotado por dq, o grão de cristal cuja razão (Iq/dq) satisfaz Iq/dq > 3,5 é uma ferrita quase poligonal.

[0074] Microestruturas diferentes de ferrita incluem ou uma ou ambas entre perlita e bainita. Se perlita e bainita forem comparadas, a bainita tem maior propriedade de fadiga na região perfurada. Em uma faixa de componentes da composição química da presente invenção, a fração de volume de perlita é preferivelmente 0 a 15%, e nesse caso pode ser obtida uma superfície de fratura mais satisfatória após a perfuração.

[0075] A chapa de aço laminada a quente da presente invenção não inclui martensita ou γ residual. Entretanto, essas microestruturas podem ser incluídas a uma fração de volume de até 2%, respectivamente, que é o limite inferior observável em um microscópio ótico.

[0076] Uma razão de aspecto médio de uma elipse equivalente de um grão de cristal corresponde a um comportamento de ocorrência de fraturas ou rugosidade da superfície de fratura após a perfuração. Se a razão de aspecto médio exceder 5, fraturas ocorrerão notavelmente e as fraturas por fadiga se desenvolverão facilmente com a região perfurada como ponto de início de fraturas. Consequentemente, a razão de aspecto médio da elipse equivalente de um grão de cristal é ajustada para ser 5 ou menos. A razão de aspecto médio é preferivelmente 3,5 ou menos, e nesse caso, nenhuma fratura se desenvolveu mesmo em um processo de perfuração severo. Embora o limite inferior da razão de aspecto médio não seja particularmente definido, mas o limite inferior é substancialmente 1 que corresponde ao de um círculo.

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20/48 [0077] Aqui, a microestrutura da seção transversal em forma de L é observada, e os valores (comprimento do eixo maior da elipse)/(comprimento do eixo menor da elipse) são medidos em relação a 50 grãos de cristal ou mais. O valor médio é calculado para obter a razão média de aspecto. Os grãos de cristal aqui se referem a grãos circundados por bordas de grãos de grandes ângulos de desorientação de 10 graus ou mais.

[0078] O modo de fratura da superfície de fratura após a perfuração corresponde a um comportamento de ocorrência de rugosidade ou microfissuras da superfície de fratura após a perfuração e afeta a propriedade de fadiga do membro que tem a região perfurada. Se a razão da superfície de fratura frágil em uma região de fratura após a perfuração for 20% ou mais, a rugosidade na superfície de fratura se torna grande e microfissuras podem se desenvolver. Uma vez que a rugosidade e microfissuras promovem o desenvolvimento de fraturas de fadiga na região perfurada, uma faixa adequada da razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração é limitada a menos de 20%. A razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração é preferivelmente 10% ou menos.

[0079] Aqui, a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração é um valor medido observando-se a superfície de fratura que é formada perfurando-se uma chapa de aço de amostra com uma máquina de cisalhamento ou um perfurador sob um requisito de folga de 10 a 15% da espessura da chapa de aço. [0080] A textura da chapa de aço afeta a propriedade de fadiga da região perfurada através de uma influência no desenvolvimento de fraturas e distribuição de estresse residual na superfície de fratura da região perfurada. Se ambas as razões de intensidade de raio-x de uma orientação {112}<110> para uma orientação aleatória e uma

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21/48 orientação {332}<113> para uma orientação aleatória em uma meia espessura da chapa excederem 5, fraturas podem se desenvolver na superfície de fratura da região perfurada. Consequentemente, as razões de intensidade de raio-x das direções acima descritas para orientações aleatórias são preferivelmente 5 ou menos, e mais preferivelmente 4 ou menos. Nesse caso, mesmo se a chapa de aço for perfurada com um perfurador desgastado frequentemente usado para produção em massa, nenhuma fratura se desenvolve. O limite inferior substancial das razões de intensidades de raio-x das direções acima descritas para orientações aleatórias é 1 que é um valor no caso de completamente aleatória.

[0081] Se carbonetos finos à base de Ti existem nas contornos dos grãos e os grãos de cristal são planos, a razão de superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração aumenta e a propriedade de fadiga deteriora. De acordo com a observação dos presentes inventores, os carbonetos à base de Ti tendo tamanhos de grão de 20 nm ou maiores tendem a induzir a geração de vãos quando a distorção é concentrada, e isto é considerado ser a causa de fratura intergranular. Se a densidade de distribuição média dos carbonetos à base de Ti tendo um tamanho de grão de 20 nm ou maior nas contornos dos grãos exceder 10 por 1 pm de comprimento da borda do grão, a razão da superfície de fratura frágil aumenta e a propriedade de fadiga do membro deteriora. Consequentemente, o limite superior da densidade de distribuição média é 10 contagens/pm e mais preferivelmente é 6 contagens/pm. Do ponto de vista de suprimir a superfície de fratura frágil, quanto menor a densidade de distribuição média, melhor. Entretanto, se a densidade de distribuição média for 0,1 contagens/pm ou menos, o efeito será saturado e a superfície de fratura frágil não será substancialmente gerada.

[0082] A distribuição dos precipitados nas contornos dos grãos é

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22/48 medida observando-se uma seção transversal em forma de L de uma amostra usando-se um SEM.

[0083] Se a espessura da chapa de aço laminada a quente da presente invenção for menor que 5 mm, o grão de cristal tende a ser levemente alongado, e a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração pode aumentar. Se a espessura exceder 10 mm, a taxa de resfriamento durante o período de tempo entre o fim da laminação de acabamento e o momento em que a temperatura se torna 700Ό ou menos pode ser reduzi da, e a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração pode aumentar. Portanto, é preferível ajustar a espessura da chapa de aço laminada a quente para 5 a 10 mm.

[0084] A seguir, serão descritas as razões para limitação dos métodos de produção de uma chapa de aço laminada a quente e de uma chapa de aço galvanizada da presente invenção.

[0085] Antes da laminação a quente, é necessário aquecer a placa até 1100Ό ou mais. Se a temperatura da placa for m enor que 1100°C, é difícil obter uma resistência suficiente. É considerado que isso é porque carbonetos à base de Ti são dificilmente reduzidos a temperaturas de menos de 1100Ό e assim precipitados brutos podem permanecer. A temperatura de aquecimento da placa é mais preferivelmente 1140°C ou mais. Se a temperatura exceder 1300Ό, a rugosidade na interface entre a carepa e o aço se torna grande, e assim a propriedade de fadiga da matéria de base deteriora. Portanto, o limite superior da temperatura de aquecimento das placas é 1300Ό ou menos.

[0086] A placa aquecida é submetida à laminação de desbaste para obter uma barra bruta. É necessário completar a laminação de desbaste a uma temperatura de 1000Ό ou mais. Se a temperatura de acabamento for menor que 1000Ό, o grão de cristal após a laminação

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23/48 de acabamento se torna plano; e com isso fendas se desenvolvem na superfície de fratura da região perfurada.

[0087] Então a barra bruta é submetida à laminação de acabamento para fornecer um aço laminado.

[0088] Após ser laminada brutamente, a barra bruta pode ser aquecida antes da laminação de acabamento ser completada. Dessa forma, a temperatura ao longo da direção da largura e da direção longitudinal da chapa se torna uniforme, e a variação no material na bobina do produto também se torna pequena. O método de aquecimento não é particularmente limitado, e seus exemplos podem incluir um aquecimento em forno, um aquecimento por indução, um aquecimento resistivo e um aquecimento de alta frequência.

[0089] Um processo de remoção de carepa pode também ser empregado. A remoção de carepa pode reduzir a rugosidade de superfície; e assim há o caso em que a propriedade de fadiga é melhorada. Embora o método de remoção de carepa não seja particularmente limitado, a remoção de carepa é geralmente executada usando-se um jato de água de alta pressão.

[0090] O período de tempo a partir da laminação de desbaste até a laminação de acabamento influencia o modo de fratura da superfície de fratura após a perfuração, através do comportamento de recristalização da fase γ durante a laminação. Se o período de tempo a partir do término da laminação de desbaste até o início da laminação de acabamento for mais curto que 45 segundos, a razão de superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração pode aumentar. Portanto, é preferível ajustar o período de tempo desde o término da laminação de desbaste até o início da laminação de acabamento para 45 segundos ou mais longo, e nesse caso a recristalização da austenita pode também ser promovida; e assim mais grãos de cristal esféricos podem ser fornecidos.

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24/48 [0091] Na laminação a quente de acabamento, uma vez que a taxa de redução cumulativa das últimas três etapas e a temperatura final de laminação afetam o alongamento dos grãos de cristal após a transformação, essas são condições importantes da presente invenção.

[0092] Se a taxa de redução cumulativa das últimas três etapas for menor que 25%, a recristalização de γ não prossegue suficientemente, e portanto os grãos de cristal se tornam planos após a transformação. Consequentemente, a taxa de redução cumulativa das últimas três etapas é limitada a 25% ou mais de modo a promover a recristalização de austenita e formar grãos de cristal de forma esférica.

[0093] A taxa de redução cumulativa das últimas três etapas pode ser calculada pela Equação a seguir na qual o número total de cadeiras de laminação para a laminação de acabamento é N:

[0094] 100 x [(espessura do lado de saída após laminada em uma cadeira de laminação (N-3) a partir do lado de entrada do laminador) (espessura do lado de saída após laminada em uma cadeira de laminação N a partir do lado de entrada do laminador)] / (espessura do lado de saída após laminada em uma cadeira de laminação (N-3) a partir do lado de entrada do laminador).

[0095] Uma vez que a temperatura final de laminação Tf influencia em uma razão de aspecto do grão de cristal e o estado de distribuição dos carbonetos de liga que afetam o modo de fratura da superfície de fratura após a perfuração, a Tf é ajustada de acordo com o teor de Ti (% de Ti). Se a temperatura final de laminação não for maior que (840 + 800 x [%Ti]), fraturas se desenvolvem na superfície de fraturas após a perfuração. Consequentemente, a temperatura de laminação final Tf é ajustada para satisfazer a Equação (1) a seguir:

Tf > 840 + 800 x [%Ti] (1) [0096] Foi confirmado que uma faixa mais preferida da

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25/48 temperatura final de laminação Tf é não menor que (840 + 1000 x [%Ti]). O seu limite superior não é particularmente definido; entretanto, uma vez que a bobina laminada a quente tende a ser facilmente desgastada a altas temperaturas, o limite superior é geralmente ajustado para 100Ό ou menos.

[0097] O aço laminado é submetido a resfriamento a ar imediatamente após a laminação final. O tempo de resfriamento a ar afeta o alongamento dos grãos de cristal após a transformação em relação à recristalização de γ. Se o tempo de resfriamento a ar imediatamente após a laminação final for mais curto que 1 segundo, a razão de superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração se torna mais alta. Portanto, o tempo de resfriamento a ar é ajustado para 1 segundo ou mais longo, e mais preferivelmente 2 segundos ou mais longo. Se o tempo de resfriamento a ar exceder 5 segundos, grãos brutos de TiC se precipitam. Como resultado, tornase difícil fornecer uma resistência suficiente, e a superfície de fratura pode deteriorar. Consequentemente, o limite superior do tempo de resfriamento a ar deve ser 5 segundos.

[0098] Subsequente ao resfriamento a ar imediatamente após a laminação final, o aço laminado é resfriado para se obter uma chapa de aço laminada a quente. Esse resfriamento é uma etapa importante que afeta a natureza da superfície de fratura após a perfuração e a variação na resistência na direção longitudinal da bobina. O aço laminado é resfriado até uma temperatura de 700Ό ou menos sob uma condição de que a taxa de resfriamento mínima seja ajustada para 8°C/s ou mais.

[0099] Se a temperatura de parada de resfriamento exceder 700Ό, grãos de carboneto de liga brutos se precipitam facilmente nas contornos dos grãos; e portanto a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração se torna grande. Se a taxa

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26/48 mínima de resfriamento durante o resfriamento até 700Ό for menor que 8O/s, os grãos de carboneto de liga brutos tam bém se precipitam facilmente nas contornos dos grãos; e assim fendas se desenvolvem facilmente na superfície de fratura após a perfuração. Ao mesmo tempo, a variação de resistência na direção longitudinal da bobina do produto final se torna grande.

[00100] O termo “a taxa mínima de resfriamento de 8O/s ou mais” aqui se refere a que a taxa de resfriamento é inevitavelmente mantida 8°C/s ou mais durante o resfriamento a partir da temperatura de acabamento por resfriamento a ar até a temperatura de 700Ό. Portanto, significa que, por exemplo, nenhum resfriamento a ar é executado nessa faixa de temperatura. Conforme descrito acima, na presente invenção, nenhum resfriamento a ar é executado no decurso do processo de resfriamento por resfriamento a água em contraste com a técnica anterior relativa.

[00101] A temperatura de parada do resfriamento é preferivelmente 680Ό ou menos, e a taxa de resfriamento mínima é p referivelmente 15O/s ou menos. O limite superior da taxa de resfriamento mínima não é particularmente definido; entretanto, se a taxa de resfriamento mínima exceder 80O/s, torna-se difícil resfriar un iformemente uma bobina laminada a quente, e como resultado, a variação de resistência pela bobina se torna grande. Consequentemente, a taxa de resfriamento mínima é preferivelmente 80O/s ou men os.

[00102] Então a chapa de aço laminada a quente resfriada é bobinada. A temperatura de bobinamento é ajustada para 540 a 650Ό. Se a temperatura de bobinamento for menor que 540Ό, a fração de ferrita diminui e a propriedade de fadiga do material de base deteriora. Se a temperatura de bobinamento exceder 650Ό, os grãos de TiC embrutecem e precipitam em uma quantidade excessivamente grande. Como resultado, torna-se difícil obter a resistência à tração de

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590 MPa ou mais. Ao mesmo tempo, fraturas de fadiga se desenvolvem facilmente com a região perfurada como ponto de iniciação de fraturas.

[00103] A chapa de aço laminada a quente assim obtida pode ser reaquecida (isto é, recozida). Nesse caso, se a temperatura de reaquecimento exceder a temperatura Ac3, TiC se precipita nas contornos dos grãos; e portanto a resistência à tração da chapa de aço diminui e a resistência à fadiga da região perfurada deteriora. Portanto, uma faixa adequada da temperatura de reaquecimento é limitada a não mais que a temperatura Ac3. O método de aquecimento não é particularmente limitado,e seus exemplos podem incluir um aquecimento em forno, um aquecimento por indução, um aquecimento resistivo e um aquecimento de alta frequência.

[00104] O tempo de aquecimento não é particularmente limitado. No caso em que a chapa de aço laminada a quente é mantida em um estado de aquecimento a temperaturas de 550Ό ou ma iores por mais de 30 minutos, a temperatura de aquecimento máxima é preferivelmente ajustada para 700Ό ou menos para se obter uma resistência à tração de 590 MPa ou mais.

[00105] O reaquecimento (isto é, o recozimento) pode ser executado após a chapa de aço laminada a quente ser bobinada e antes da temperatura da chapa de aço laminada a quente alcançar a temperatura ambiente.

[00106] Uma vez que a laminação de encruamento (skin pass) ou a laminação de aplainamento contribuem para a melhoria do alisamento da forma, a propriedade de envelhecimento e propriedade de fadiga, a chapa de aço pode ser submetida à laminação de encruamento (skin pass) ou laminação de aplainamento antes ou após a decapagem. Em relação à laminação de encruamento (skin pass), o limite superior da redução de laminação é preferivelmente ajustado para 3%. Se o limite

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28/48 superior da redução de laminação exceder 3%, a capacidade de conformação da chapa de aço deteriora. A decapagem pode ser executada de acordo com os propósitos.

[00107] A seguir, serão descritos a chapa de aço galvanizada por imersão a quente e o método de produção da mesma da presente invenção.

[00108] A chapa de aço galvanizada por imersão a quente da presente invenção é uma chapa de aço produzida pela conformação de uma camada que sofreu recozimento após galvanização (galvannealed) (camada galvanizada ligada) na superfície da chapa de aço laminada a quente da presente invenção descrita acima.

[00109] A chapa de aço laminada a quente obtida da forma descrita acima é submetida à decapagem, e então é submetida ao aquecimento e imersão a quente usando-se um equipamento de galvanização contínua ou um equipamento de galvanização e recozimento contínuos de modo a formar uma camada galvanizada na superfície da chapa de aço laminada a quente.

[00110] Se a temperatura de aquecimento da chapa de aço exceder a temperatura Ac₃, a resistência à tração e o limite de fadiga da chapa de aço são prejudicados. Consequentemente, uma faixa adequada da temperatura de aquecimento é limitada a não mais que a temperatura Ac₃. A temperatura de aquecimento está preferivelmente em uma faixa de não mais que (temperatura Ac₃ - 30Ό) a partir do ponto de vista da propriedade de fadiga da região perfurada.

[00111] Alternativamente, após o processo de imersão a quente, a chapa de aço pode ser submetida a um processo de recozimento após galvanização (galvannealing) de modo a fornecer uma camada que sofreu recozimento após galvanização (galvannealed).

[00112] O revestimento não é limitado à galvanização (revestimento com zinco), e outros materiais de revestimento podem também ser

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29/48 empregados, desde que o limite superior da temperatura de aquecimento seja a temperatura Ac3.

[00113] A etapa de aquecimento da chapa de aço laminada a quente após a decapagem pode ser omitida.

[00114] Na presente invenção, processos prévios à laminação a quente não são particularmente limitados. Isto é, após ser fundido em um alto forno, um forno conversor e um alto forno, os componentes podem ser ajustados de modo a se obter os teores de componentes almejados em vários processos de refino secundários. Subsequentemente, o lingotamento é executado por um lingotamento contínuo normal, um lingotamento em lingotes, ou um lingotamento de placas finas. Materiais sucatados podem ser usados como matériaprima. Se a placa for obtida por lingotamento contínuo, a placa pode ser entregue diretamente a um laminador de laminação a quente em um estado de placa lingotada a alta temperatura, ou pode ser resfriada até a temperatura ambiente e reaquecida em um forno de reaquecimento, e então submetida à laminação a quente.

EXEMPLOS [00115] Doravante a presente invenção será descrita em maiores detalhes em relação a Exemplos.

[00116] Chapas de aço A a R tendo componentes químicos mostrados na Tabela 1 foram preparadas da maneira a seguir. Placas foram preparadas por lingotamento, e então foram submetidas ao reaquecimento e laminação de desbaste sob as condições mostradas nas Tabelas 2 a 4 para se obter barras brutas. A seguir, as barras brutas foram submetidas à laminação de acabamento para se obter aços laminados tendo espessuras de 5 a 10 mm. Então os aços laminados obtidos foram resfriados para preparar chapas de aço laminadas a quente, e as chapas de aço laminadas a quente foram bobinadas.

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30/48 [00117] Em relação aos aços F-1 e G-2, as chapas de aço laminadas a quente obtidas foram também submetidas ao reaquecimento.

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Tabela 1

NOTAS

EXEMPLO DA INVENÇÃO

co

CN

co

CN

o

UO

o

UO

o

τ—

co

CO

co

O

oo

00

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Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 34/61

32/48

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 35/61

33/48

Tabela 2

NOTAS	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO
PROCESSO PÓS AQUECIMENTO
CT (°C)	560	560	560	560	560	560	520	520	520	670	520	009	009	009	089	009
SCT (°C)	650	650	650	650	650	650	620	620	620	720	650	099	099	099	710	099
CRmi n (°C/s)	30	30	30	30	30	35	25	25	COI	25	25	20	20	20	20	20
t2 (SEC)	C4	C4	C4	a	C4	col	C4	C4	C4	C4	C4	2,2	2,2	2,2	2,2	2,2
£ O • o	920	920	098	920	920	920	910	910	910	910	910	930	930	088	930	930
Red3 (%)	50	20	50	50	50	50	40	40	40	40	40	35	£1	35	35	35
t1 (SEC)	09	09	40	09	09	09	09	30	09	09	09	08	08	08	08	08
RFT (°C)	1050	1050	o co o	1050	1050	1050	o co o	086	o co o	o co o	o co o	1100	1100	1100	1100	1100
SRT (°C)	1240	1240	1240	1240	1240	1240	1230	1230	1230	1230	1230	1240	1240	1240	1240	1240
Aço Nn°	A-1	A-2	A-3	A-4	A-5	A-6	B-1	B-2	B-3	B-4	B-5	1 o	C-2	co 1 O	1 O	C-5

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 36/61

34/48

Tabela 3

NOTAS	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO
PROCESSO PÓS AQUECIMENTO					ζς Oi X O o O O CO			_c CM X O o O σ>
CT (°C)	550	550	530	530	009	009	570	570	580	550	550	480
SCT (°C)	640	640	580	630	675	675	640	640	650	650	099	580
CRmin (°C/s)	35	COI	25	20	00	00	20	20	20	20	20	40
t2 (SEC)	C4	C4	3,5	a	C4	C4	C4	C4	C4	C4	2,2	2,2
t O l o	910	910	068	068	930	930	930	930	940	940	930	930
Red3 (%)	45	45	35	35	40	40	50	50	40	18	40	40
t1 (SEC)	08	08	70	70	70	30	70	70	08	08	09	09
RFT (°C)	o	o	o 00 o	o 00 o	o 00 o	1010	1090	1090	1100	1100	o 00 o	o 00 o
SRT (°C)	1250	1250	1230	1230	1240	o 00 o	1240	1240	1250	1250	1230	1230
Aço n°	D-1	D-2	E-1	E-2	F-1	F-2	G-1	G-2	H-1	H-2	1	I-2

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 37/61

35/48

Tabela 4

ο

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O

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cr

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Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 38/61

36/48 [00118] As quantidades de composições químicas nas Tabelas são representadas em % em massa. Na Tabela 1, o Ac₃ é calculado pela seguinte Equação:

Ac3 = 910 - 203a/(%C) + 45x%Si - 30x%Mn - 11x%Cr + 700x%P +

400x%AI + 400x%Ti [00119] Na Equação, %C, %Si, %Mn, %Cr, %P, %AI e %Ti representam cada um os teores de C, Si, Mn, Cr, P, Al e Ti, respectivamente.

[00120] Composições químicas das chapas de aço nas Tabelas diferentes da Tabela 1 correspondem àquelas chapas de aço da Tabela 1 tendo as mesmas letras nos números das placas de aço. [00121] Nas Tabelas, SRT representa a temperatura de aquecimento da placa; RFT representa a temperatura de acabamento da laminação de desbaste; t1 representa o período de tempo entre o término da laminação de desbaste e o início da laminação de acabamento; Red3 representa a taxa de redução cumulativa das últimas três etapas na laminação de acabamento; Tf representa a temperatura final da laminação de acabamento; t2 representa o tempo de resfriamento a ar imediatamente após a laminação de acabamento final; CRmin representa a taxa de resfriamento mínima em um período entre o resfriamento a ar e um SCT; SCT representa a temperatura de parada do resfriamento a água; e CT representa a temperatura de bobinamento.

[00122] As chapas de aço A-5, B-5, C-5, G-1, H-2, 1-1, J-2 e R-1 foram chapas de aço galvanizadas por imersão a quente, cada uma das quais foi produzida decapando-se uma chapa de aço laminada a quente, que então foi submetida ao recozimento a uma temperatura de recozimento mostrada na Tabela 5 e galvanizada em uma linha de galvanização contínua.

[00123] A temperatura de imersão em um banho de galvanização

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 39/61

37/48 foi de 450Ό e a temperatura do processo de recozimento após galvanização (galvannealing) (tratamento de ligação da camada galvanizada) foi 500Ό.

Tabela 5

Aço n°	TEMPERATURA MÁXIMA DE RECOZIMENTO (°C)	REVESTIMENTO	NOTAS
A-5	650	GALVANIZADA POR IMERSÃO A QUENTE	EXEMPLO DA INVENÇÃO
B-5	550	RECOZIMENTO APÓS GALVANIZAÇÃO (GALVANNEALING)	EXEMPLO DA INVENÇÃO
C-5	680	RECOZIMENTO APÓS GALVANIZAÇÃO (GALVANNEALING)	EXEMPLO DA INVENÇÃO
G-1	650	RECOZIMENTO APÓS GALVANIZAÇÃO (GALVANNEALING)	EXEMPLO DA INVENÇÃO
H-2	600	RECOZIMENTO APÓS GALVANIZAÇÃO (GALVANNEALING)	EXEMPLO COMPARATIVO
1-1	630	RECOZIMENTO APÓS GALVANIZAÇÃO (GALVANNEALING)	EXEMPLO DA INVENÇÃO
J-2	860	RECOZIMENTO APÓS GALVANIZAÇÃO (GALVANNEALING)	EXEMPLO COMPARATIVO
R-1	650	RECOZIMENTO APÓS GALVANIZAÇÃO (GALVANNEALING)	EXEMPLO COMPARATIVO

[00124] Inicialmente, foram observadas a microestrutura, a textura e as contornos dos grãos da chapa produzida.

[00125] A microestrutura da chapa de aço foi observada usando-se um microscópio ótico de acordo com a JIS G 0551 conforme descrito acima. A razão de área de cada microestrutura foi medida por um método de contagem de pontos ou uma análise de imagens usando-se fotografias da microestrutura conforme descrito acima.

[00126] Uma razão de aspecto média dos grãos de cristal foi obtida observando-se a microestrutura da seção transversal em forma de L,

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 40/61

38/48 medindo-se valores de (comprimento do eixo maior da elipse)/(comprimento do eixo menor da elipse) em relação a 50 ou mais grãos de cristal, e calculando-se o seu valor médio conforme descrito acima.

[00127] O número de carbonetos à base de Ti que existem nas contornos dos grãos foi medido pela observação em um SEM.

[00128] Os resultados das medições estão mostrados mas Tabelas 6 a 8. Nas Tabelas, Ngb representa a densidade de distribuição dos carbonetos à base de Ti tendo tamanho de grão de 20 nm ou maior que existem nas contornos dos grãos.

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 41/61

39/48

Tabela 6

NOTAS

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

'E i LU CT O Z < H z O o

CN

co

CN

-

o~

CN

co

CN

-

CN

co

CN

RAZÃO DE ASPECTO MÉDIA

3,5

a

ιοί

a

3,5

3,0

CO

ιοί

CO

3,2

2,6

a

ιοί

2,8

co CN

MICROESTRUTURA

F:80%, B:20%

F:70%, B:30%

θ' O CL θ' O ώ θ' O CO ÚJ

F:70%, B:30%

F:85%, B:5%, P:10%

F:85%, B:15%

F:85%, B:5%, P:10%

ESPESSURA (mm)

LO

co

Aço n°

A-1

A-2

A-3

A-4

A-5

A-6

B-1

B-2

B-3

B-4

B-5

1 o

C-2

co 1 O

1 O

C-5

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 42/61

40/48

Tabela 7

NOTAS

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

'E i LU CT O Z < H z O o

co

r-

-

co o~

LO

CN

LO

co

CN

-

RAZÃO DE ASPECTO MÉDIA

3,3

3,9

3,2

a

3,5

3,4

3,3

CO

3,5

a

3,3

3,4

MICROESTRUTURA

o- O CL V o- O ώ V o- O CO ÚJ

F:85%, B:5%, P:10%

F:75%, B:20%, P:5%

F:70%, B:25%, P:5%

F:85%, B:5%, P:10%

F:80%, B:20%

F:70%, B:25%, P:5%

F:60%, B:40%

F:20%, B:80%

ESPESSURA (mm)

LO

co

ct

CT

LO

2,5

LO

Aço n°

D-1

D-2

E-1

E-2

F-1

F-2

G-1

G-2

H-1

H-2

1

1-2

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 43/61

41/48

Tabela 8

NOTAS

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

EXEMPLO DA INVENÇÃO

EXEMPLO COMPARATIVO

'E i LU CT O Z < H z O O

co

CN

LO

CN

LO

co

LO

RAZÃO DE ASPECTO MÉDIA

3,2

2,8

co

Γ5

3,5

LOI

CO

Γ5

ιοί

Γ5

a

MICROESTRUTURA

F:80%, B:20%

F:65%, B:35%

F:60%, B:40%

F:55%, B:45%

cr LO CL cr O ώ cr LO CO li

cr O CL cr O ώ cr O CO lL

cr LO CL cr O ώ cr LO CO li

cr O CL cr O ώ cr O CO li

F:90%, B:10%

cr LO CL cr O m cr LO CO li

ESPESSURA (mm)

o

co

LO

Aço n°

J-1

J-2

K-1

K-2

1 _l

L-2

M-1

N-1

1 o

1 CL

Q-1

R-1

S-1

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 44/61

42/48 [00129] A seguir, a propriedade de resistência, a razão de superfície de fratura frágil, a propriedade de fadiga e a resistência à corrosão do revestimento foram avaliadas.

[00130] A propriedade de resistência da chapa de aço foi avaliada da maneira a seguir. Um espécime de teste foi inicialmente processado em um corpo de prova n° 5 de acordo com a JIS Z 2201. Um teste de tração foi conduzido no corpo de prova n° 5 de acordo com a JIS Z 2241, e a resistência máxima à tração (TS), o limite de elasticidade (YS) e o alongamento (El) foram obtidos.

[00131] A propriedade de fadiga da chapa de aço foi avaliada conduzindo-se um teste de fadiga de dobramento plano sob uma condição de que a razão de estresse foi ajustada para -1 de acordo com a JIS Z 2275, e a propriedade de fadiga foi avaliada em termos do limite de fadiga (owp).

[00132] A propriedade de fadiga da região perfurada foi avaliada da maneira a seguir. Um espécime de teste n° 2 foi produzido conformando-se um furo perfurado <p10 no centro da chapa de aço a uma distância de 20% da espessura da chapa de aço. O espécime de teste de fadiga n° 2 foi testado da maneira descrita acima para avaliar o limite de fadiga (owpp). A perfuração foi conduzida usando-se um perfurador com uma ponta angulada desgastada após o uso de mais de 500 vezes. Dessa maneira, o furo perfurado foi formado sob severas condições com severos requisitos de folga e usando-se um perfurador desgastado. Então, a propriedade de fadiga da região perfurada foi avaliada.

[00133] Antes de conduzir o teste de fadiga, a superfície de fratura após a perfuração foi observada por microscopia para avaliar a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração. Aqui, todas as superfícies de fratura foram avaliadas como superfícies de fratura frágeis.

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 45/61

43/48 [00134] A resistência à corrosão do revestimento da chapa de aço laminada a quente foi avaliada da maneira a seguir. Foram dadas fraturas cortadas em uma superfície de um espécime que tenha sido submetido a um tratamento de conversão química e revestimento por eletrodeposição. Então o espécime foi submetido a um teste de pulverização com sal (SST) por 240 horas. Os critérios de avaliação foram conforme a seguir: amostras tendo uma largura de remoção de 3 mm ou menos foram “boas” e aquelas tendo uma largura de remoção excedendo 3 mm foram “más”.

[00135] Os resultados da medição estão mostrados nas Tabelas 9 a 11. Conforme descrito acima, owp nas Tabelas representa o limite de fadiga por dobramento da chapa original e owpp representa o limite de fadiga por dobramento de um material tendo um furo perfurado.

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 46/61

44/48

Tabela 9

NOTAS	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO
RESISTÊNCIA À CORROSÃO DO REVESTIMENTO	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa
η > CL 6 B	250	210	220	220	260	245	245	210	230	230	250	260	220	215	210	270
o. ro § CL 6 2	280	270	280	280	285	265	270	275	265	255	270	285	280	280	250	o o co
RAZÃO DE SUPERFÍCIE DE FRATURA FRÁGIL (%)	co	mi cnI	30	mi cxil	co	r-	o	mi cxil	20	20	C4	σ	mi cnI	mi cnI	20	σ
LU g	o co	28	28	28	28	o co	29	29	co	co	27	29	26	26	28	27
TS (MPa)	616	604	625	627	631	585	601	610	587	570	605	636	626	620	555	099
YP (MPa)	540	550	559	560	583	560	503	522	502	498	525	555	523	548	512	579
AÇO n°	A-1	A-2	A-3	A-4	A-5	A-6	B-1	B-2	B-3	B-4	B-5	1 o	C-2	co 1 O	1 O	C-5

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 47/61

45/48

Tabela 10

NOTAS	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO
RESISTÊNCIA À CORROSÃO DO REVESTIMENTO	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa
η > CL 6 B	260	240	245	210	285	230	275	250	255	220	285	235
o. ro § CL 6 2	280	265	270	275	310	265	305	280	280	285	315	260
RAZÃO DE SUPERFÍCIE DE FRATURA FRÁGIL (%)	co	20	o	20	co	co	co	35	CN	30	CN	co
LU	29	o co	co	o co	27	32	26	25	O CO	26	26	27
TS (MPa)	626	592	595	809	689	584	089	623	624	630	669	580
YP (MPa)	523	514	495	516	009	499	603	603	557	560	601	545
AÇO n°	D-1	D-2	E-1	E-2	F-1	F-2	G-1	G-2	H-1	H-2	1	1-2

Petição 870180024304, de 26/03/2018, pág. 48/61

46/48

Tabela 11

NOTAS	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO DA INVENÇÃO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO	EXEMPLO COMPARATIVO
RESISTÊNCIA À CORROSÃO DO REVESTIMENTO	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Boa	Ruim	Boa	Boa	Boa
> CL 6 B	o o CO	265	320	275	295	260	o o CO	220	235	245	275	270	200
o. ro g CL 6 2	330	295	350	360	325	315	330	290	310	315	360	360	260
RAZÃO DE SUPERFÍCIE DE FRATURA FRÁGIL (%)	LO	20	co	LOI cnI	LO	20	LO	35	20	50	50	20	LOI cnI
LU	25	σ>	22	σ>	22	σ>	24	27	27	24	20	20	28
TS (MPa)	735	654	781	804	792	co o 00	720	643	687	700	795	804	583
YP (MPa)	630	620	705	710	712	720	099	583	596	653	728	650	509
AÇO n°	J-1	J-2	K-1	K-2	1 _l	L-2	M-1	N-1	1 o	1 CL	Q-1	R-1	S-1

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47/48 [00136] As chapas de aço A-2 a 4, B-3, B-4, C-2 a C-4, D-2, E-2, H2, K-2 e L-2 são exemplos nos quais uma superfície de fratura frágil foi gerada na superfície de fratura após a perfuração porque as condições de laminação de acabamento e as condições de resfriamento estavam fora das faixas adequadas.

[00137] A chapa de aço A-6 é um exemplo no qual a resistência à tração foi menor que 590 MPa e a razão de superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração foi alta porque o tempo de resfriamento a ar após a laminação de acabamento estava fora da faixa adequada.

[00138] As chapas de aço B-4 e C-4 são exemplos nos quais a resistência à tração foi menor que 590 MPa e a superfície de fratura frágil foi gerada na superfície de fratura após a perfuração porque a temperatura de bobinamento da chapa de aço laminada a quente estava fora da faixa adequada.

[00139] A chapa de aço I-2 é um exemplo no qual a resistência à tração foi menor que 590 MPa porque a temperatura de bobinamento foi baixa.

[00140] As chapas de aço B-2 e K-2 são exemplos nos quais uma superfície de fratura frágil foi gerada na superfície de fratura após a perfuração porque a temperatura de acabamento da laminação de desbaste estava fora da faixa adequada.

[00141] A chapa de aço F-2 é um exemplo no qual a superfície de fratura fágil foi gerada na superfície de fratura após a perfuração porque a temperatura de aquecimento da placa estava fora da faixa adequada.

[00142] A chapa de aço G-2 é um exemplo no qual uma superfície de fratura frágil foi gerada na superfície de fratura após a perfuração porque a temperatura pós-tratamento térmico (isto é, recozimento) foi maior que a temperatura Ac3.

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48/48 [00143] As chapas de aço N a S são exemplos nos quais uma superfície de fratura frágil foi gerada na superfície de fratura após a perfuração porque as quantidades de Ti e Nb ou a razão Mn/Ti estavam fora das faixas adequadas.

[00144] A chapa de aço L-1, que é um Exemplo da invenção, teve um teor de Al de 0,3% e a Ngb de 8contagens/pm. Se comparado com a chapa de aço L-1, outros exemplos da invenção tiveram os teores de Al de 0,1% ou menos e a Ngb de 0,7 a 5contagens/pm. Consequentemente, o teor de Al é preferivelmente 0,1% ou menos. Nesse caso, o aumento no tamanho dos carbonetos de liga tais como TiC formados com a transformação γ para a é suprimido; assim, a densidade média de distribuição (Ngb) dos carbonetos à base de Ti tendo um tamanho de grão de 20 nm ou maior que existem nas contornos dos grãos de ferrita pode ser suprimida a um baixo nível. APLICABILIDADE INDUSTRIAL [00145] A chapa de aço laminada a quente da presente invenção é excelente em propriedade de fadiga de um material de base e de uma região perfurada. O método para produção de uma chapa de aço laminada a quente da presente invenção pode fornecer a chapa de aço laminada a quente da presente invenção com alta produtividade porque não é necessário manter um estado de resfriamento a ar no decurso médio do resfriamento após a laminação a quente. Consequentemente, a presente invenção é adequadamente aplicada a membros que requeiram propriedade de fadiga severa em uma região perfurada, tais como membros de chassis ou membros de carcaça de automóveis ou trilhos, e é também aplicado a métodos para produção dos mesmos.

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Claims

REIVINDICAÇÕES

1. Chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e em propriedade de fadiga, tendo uma composição de componentes compreendendo, em termos de % em massa,

C: 0,025 a 0,15 %,

Si: 0,01 a 1,0 %,

Mn: 1,0 a 2,5%,

P: 0,02 % ou menos,

S: 0,005 % ou menos,

Al: 0,5 % ou menos,

Ti: 0,04 a 0,10%,

N: 0,007 % ou menos, e

Nb: 0,003% ou menos, com o restante sendo Fe e as inevitáveis impurezas, caracterizado pelo fato de que a razão Μη/Ti é 15 ou mais, uma taxa de volume de ferrita é 30% ou mais, e o restante inclui um ou ambos entre perlita e bainita, uma razão de aspecto de uma elipse equivalente de um grão de cristal é 5 ou menos, uma densidade de distribuição de carbonetos à base de Ti tendo um tamanho de grão de 20 nm ou maior nas contornos dos grãos de ferrita é 10 contagens/pm ou menos, a razão da superfície de fratura frágil em uma região fraturada após a perfuração é de menos de 20%, e a resistência maxima à tração é 590 MPa ou mais.
2. Chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a espessura da chapa de

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2/5 aço laminada a quente é 5 a 10 mm.
3. Chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a chapa de aço laminada a quente também compreende B em uma quantidade de 0,0003 a 0,005% em massa.
4. Chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a chapa de aço laminada a quente também compreende um ou ambos entre Zr e V em uma quantidade total de 0,002 a 0,08% em massa.
5. Chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a chapa de aço laminada a quente também compreende um ou mais elementos selecionados do grupo consistindo em Cr, Cu, Ni, Mo e W em uma quantidade total de 0,02 a 2,0% em massa.
6. Chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a chapa de aço laminada a quente também compreende um ou mais elementos selecionados do grupo consistindo em Ca, Mg, La e Ce em uma quantidade total de 0,0003 a 0,01% em massa.
7. Chapa de aço galvanizada por imersão a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga, caracterizada pelo fato de que compreende:

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3/5 a chapa de aço laminada a quente como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 6, e uma camada entre uma camada galvanizada ou uma camada que sofreu recozimento após galvanização (galvannealed) fornecida em uma superfície da chapa de aço laminada a quente.
8. Método para produção de uma chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga, o método caracterizado pelo fato de que compreende:

após aquecer a placa tendo uma composição de componentes como definida em qualquer uma das reivindicações 1 e 3 a 6, até uma temperatura de 1100Ό a 1300Ό, submet er a placa a uma laminação de desbaste de modo a obter uma barra bruta sob uma condição de que a temperatura de acabamento seja 1000Ό ou maior;

submeter a barra bruta a uma laminação de acabamento de modo a obter um aço laminado sob condições de que a taxa de redução cumulativa das três últimas etapas de laminação seja 25% ou mais e a temperatura de laminação final Tf satisfaça à Equação (1);

resfriar a ar o aço laminado por 1 a 5 segundos após o término da laminação de acabamento, e então resfriar subsequentemente até uma temperatura de 700Ό ou me nos sob a condição de que a taxa de resfriamento mínima seja 8°C/s ou mais de modo a obter uma chapa de aço laminada a quente; e bobinar a chapa de aço laminada a quente a uma temperatura de 540 a 650°C, em que o período de tempo do fim da laminação de desbaste até o início da laminação de acabamento é ajustado para estar em uma faixa de 45 segundos ou mais.

Tf > 840 + 800 x [%Ti] (1) laminação de desbaste

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9. Método para produção de uma chapa de aço laminada a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga de acordo com a reivindicação 8, caracterizado pelo fato de que o método também compreende, após a laminação de acabamento, recozer ou um ou outro entre o aço laminado e a chapa de aço laminada a quente a uma temperatura de não mais que a temperatura Ac3.
10. Método para produzir uma chapa de aço galvanizada por imersão a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga, o método caracterizado pelo fato de que compreende:

preparar uma chapa de aço laminada a quente pelo método para produção de chapa de aço laminada a quente como definido na reivindicação 8;

decapar a chapa de aço laminada a quente; e imergir a chapa de aço laminada a quente em um banho de galvanização para galvanizar uma superfície da chapa de aço laminada a quente.
11. Método para produção de uma chapa de aço galvanizada por imersão a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga, o método caracterizado pelo fato de que compreende:

preparar uma chapa de aço laminada a quente pelo método para produção da chapa de aço laminada a quente como definido na reivindicação 8;

decapar a chapa de aço laminada a quente, e então aquecer a chapa de aço laminada a quente a uma temperatura de não mais que a temperatura Ac3; e imergir a chapa de aço laminada a quente em um banho de galvanização para galvanizar a superfície da chapa de aço laminada a

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5/5 quente.
12. Método para produção de uma chapa de aço galvanizada por imersão a quente excelente em capacidade de conformação na perfuração e propriedade de fadiga de acordo com a reivindicação 10 ou 11, caracterizado pelo fato de que o método também compreende submeter a chapa de aço galvanizada por imersão a quente a um processo de recozimento após galvanização.

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