BR112012018552B1

BR112012018552B1 - chapa de aço laminada a frio de alta resistência e método de produção da mesma

Info

Publication number: BR112012018552B1
Application number: BR112012018552-7A
Authority: BR
Inventors: Kohichi Sano; Chisato Wakabayashi; Hiroyuki Kawata; Riki Okamoto; Naoki Yoshinaga; Kaoru Kawasaki; Natsuko Sugiura; Nobuhiro Fujita
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Priority date: 2010-01-26
Filing date: 2011-01-26
Publication date: 2019-01-22
Also published as: US20130037180A1; MX356054B; JP4903915B2; US8951366B2; KR101447791B1; CA2787575A1; CN102712980B; ES2706879T3; MX2012008590A; PL2530179T3; WO2011093319A1; KR20120096109A; EP2530179A4; JPWO2011093319A1; CN102712980A; BR112012018552A2; EP2530179A1; CA2787575C; EP2530179B1

Abstract

chapa de aço laminada a frio de alta resistência e método de produção da mesma a presente invenção refere-se à chapa de aço laminada a frio de alta resistência qua inclui, em % em massa, c: 0,10% a 0,40%,mn: 0,5% a 4,0%, si: 0,005% a 2,5%,cr:0% a 1,0%, e um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas, na qual a quantidade de p é limitada a 0,05% ou menos , a quantidade de s é limitada a 0,02% ou menos , a quantidade de n é limitada a 0,006% ou menos, a microestrutura inclui 2% a 30% de austenita retida por porcentagem de área, a martensita é limitada a 20% ou menos por porcentagem de área na microestrutura, o tamanho médio de partícula de cementita é 0,01 <109>, e 30% a 100% da cementita tem uma razão de aspecto de 1 a 3.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO LAMINADA A FRIO DE ALTA RESISTÊNCIA E MÉTODO DE PRODUÇÂO DA MESMA.

Campo da Invenção

A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência e a um método para produção da mesma.

É reivindicada prioridade sobre o Pedido de Patente Japonês n° 2010-14363, depositada em 20 de janeiro de 2010, Pedido de Patente Japonês n° 2010-88737, depositada em 7 de abril de 2010, e Pedido de Patente Japonês n° 2010-135351, depositada em 14 de junho de 2010, cujos teores estão incorporados aqui como referência.

Descrição da Técnica Relativa

Para alcançar redução de peso e segurança, uma chapa de aço usada para estruturas de corpos de automóveis precisa ter capacidade de conformação e resistência favoráveis. Entretanto, geralmente, quando a resistência de uma chapa de aço aumenta, o alongamento e a expansão do furo de degradam, e a capacidade de conformação de uma chapa de aço de alta resistência (chapa de aço de alta resistência à tração) deteriora.

Para resolver tais problemas de capacidade de conformação, as Citações de Patente 1 e 2 descrevem chapas de aço que têm uma austenita retida deixada na chapa de aço (chapa de aço TRIP). Nessas chapas de aço, uma vez que a plasticidade induzida por transformação (o efeito TRIP) é usada, um alongamento extremamente grande pode ser obtido apesar de uma alta resistência.

Nas chapas de aço descritas nas Citações de Patente 1 e 2, a quantidade de C e a quantidade de Si aumenta de forma que a resistência da chapa de aço aumenta e o C é concentrado em austenita. A concentração de C na austenita estabiliza a austenita retida de forma que austenita (austenita retida) permanece estável mente à temperatura ambiente.

Em adição, como uma técnica que utilize o efeito TRIP mais efetivamente, a Citação de Patente 3 descreve uma técnica na qual é executada uma hidrodeformação é executada em uma faixa de temperaturas na qual

2/57 a porcentagem retida de austenite se torna 60% a 90% no ponto de estresse máximo. Nessa técnica, a razão de expansão do tubo é melhorada em 150% se comparado com a mesma à temperatura ambiente. Em adição, para melhorar a capacidade de estampagem profunda da chapa TRIP, a citação de 5 Patente 4 descreve uma técnica de conformação que aquece um molde.

Entretanto, na técnica descrita na Citação de Patente 3, a aplicação da técnica e limitada a tubos. Em adição, na técnica descrita na Citação de Patente 4, o aquecimento de um molde para a obtenção de um efeito suficiente tem alto custo, e, portanto, a aplicação da técnica é restrita,

Portanto, para desenvolver efetivamente o efeito TRIP ao invés da melhoria das técnicas de conformação, é considerada uma adição adicional de C à chapa de aço. O C adicionado à chapa de aço de concentra na austenite, mas, ao mesmo tempo, carbonetos brutos se precipitam. Em tal caso, a quantidade de austenita retida na chapa de aço diminui, o alonga15 mento deteriora, e ocorrem fraturas devidas aos carbonetos durante a expansão de furo.

Em adição, quando a quantidade de C é também aumentada para compensar o aumento na quantidade de austenita retida provocada péla precipitação dos carbonetos, a capacidade de soldagem degrada,

Em uma chapa de aço que é usada para estruturas para corpos de automóveis é necessário garantir o equilíbrio entre resistência e capacidade de conformação (alongamento e expansão do furo) enquanto se aumenta a resistência. Entretanto, conforme descrito acima, foi difícil garantir uma capacidade de conformação suficiente apenas pela adição de C ao aço.

Aqui, o aço de austenite retida (chapa de aço TRIP) é uma chapa de aço de alta resistência na qual a austenita é deixada na microestrutura da chapa de aço que deve ser formada pelo controle da transformação da ferrita e da transformação da bainita durante o recozimento de modo a aumentar a concentração de C na austenita. Devido ao efeito TRIP da austeni30 ta retida, o aço de austenita retida tem um grande alongamento.

O efeito TRIP tem uma dependência da temperatura, e assim o efeito TRIP pode ser utilizado até sua extensão máxima pela formação de

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-	uma chapa de aço a uma alta temperature de mais de 250°C no caso do aço TRIP das técnicas convencionais. Entretanto, no caso em que a temperatura de conformação excede 250°C, problemas são passíveis de ocorrerem em relação aos custos de aquecimento de um molde. Portanto, é desejável tor-
5	nar possível usar o efeito TRIP até sua extensão máxima à temperatura ambiente e emu ma faixa de temperature de 100°C a 25CTC. Citações de Patente [Citação de Patente 1] Pedido de Patente Japonês Não Examinado, Primeira Publicação n° S61-217529
10	[Citação de Patente 2 Pedido de Patente Japonês Não Examinado, Primeira Publicação n° H05-59429 [Citação de Patente 3] Pedido de Patente Japonês Não Exami- nado, Primeira Publicação n° 2004-330230
4	[Citação de Patente 4] Pedido de Patente Japonês Não Exami-
15	nado, Primeira Publicação n° 2007-111765 SUMÁRIO DA INVENÇÃO Problemas a serem resolvidos pela invenção Um objetivo da presente invenção é fornecer uma chapa de aço que possa suprimir a fratura durante a expansão do furo e seja excelente em
20	termos de equilíbrio entre resistência e capacidade de conformação. Métodos para resolver o problema Os inventores tiveram sucesso na produção de uma chapa de aço que é excelente em termos de resistência, ductilidade (alongamento), e expansão do furo pela otimização das composições químicas no aço e con-
25	dições de produção e controlando-se o tamanho e forma dos carbonetos durante o recozimento. O objetivo é como segue: (1) Uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme um aspecto da presente invenção inclui, em % em massa, C: 0,10% a 0,40%, Mn: 0,5% a 4,0%, Si: 0,005% a 2,5%, Al: 0,005% a 2,5%, Cr: 0% a
30	1,0%,e um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas, nas quais a quantidade de P é limitada a 0,05% ou menos, a quantidade de S é limitada a 0,02% ou menos, a quantidade de N é limitada a 0,006% ou menos, e a microestrutura

4/57 inclui 2% a 30% de austenita retida por porcentagem de área e a martensita é limitada a 20% ou menos por porcentagem de área na microestrutura, o tamanho médio de partícula de cementita é 0,01 pm a 1 pm, e 30% a 100% da cementita tem uma razão de aspecto de 1 a 3.

(2) A chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (1) acima pode também incluir, em % em massa, um ou mais tipos de elementos entre Mo: 0,01% a 0,3%, Ni: 0,01% a 5%, Cu: 0,01% a 5%, B: 0,0003% a 0,003%, Nb: 0,01% a 0,1%, Ti: 0,01% a 0,2%, V: 0,01% a 1,0%, W: 0,01% a 1,0%, Ca: 0,0001% a 0,05%, Mg: 0,0001% a 0,05%, Zr: 0,0001% a 0,05%, e REM: 0,0001% a 0,05%.

(3) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (1) ou (2) acima, a quantidade total de Si e de Al pode ser 0,5% a 2,5%.

(4) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (1) ou (2) acima, o tamanho médio de grão da austenita retida pode ser 5 pm ou menos.

(5) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme os itens (1) ou (2) acima, a microestrutura pode incluir, em área percentual, 10% a 70% de ferrita.

(6) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (1) ou (2) acima, a microestrutura pode incluir, em área percentual, 10% a 70% de ferrita e bainita no total.

(7) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (1) ou (2) acima, a microestrutura pode incluir, em área percentual, 10% a 75% de bainita e martensita temperada no total.

(8) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (1) ou (2) acima, o tamanho médio de grão da ferrita pode ser 10 pm ou menos.

(9) Na chapa de aço laminada a frio conforme o item (1) ou (2) acima, a cementita tendo uma razão de aspecto de 1 para 3 pode ser incluída em 0,003 partículas/pm² a 0,12 partículas/pm².

(10) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência confor

5/57 me o item (1) ου (2) acima, na porção central da espessura da chapa, a razão de intensidade aleatória X de uma orientação {100} <001 > da austenite retida e o valor médio Y da razão de intensidade aleatória de um grupo de orientação {110} <111> a {110} <001> da austenita retida pode satisfazer a equação (1) a seguir:

4<2X + Y<10 -(1).

(11) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (1) ou (2) acima, na porção central da espessura da chapa, a razão da razão da intensidade aleatória de uma orientação {110} <111> da austenita retida para a razão de intensidade aleatória de ma orientação {110} <001 > da austenita retida pode ser 3,0 ou menos.

(12) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (1) ou (2) acima, um revestimento de zinco pode também ser fornecido em pelo menos uma superfície.

(13) Na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (1) ou (2) acima, um revestimento galvannealed pode ser também fornecido em pelo menos uma superfície.

(14) Um método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme um aspecto da presente invenção inclui um 20 primeiro processo no qual uma placa tendo a composição química conforme o item (1) ou (2) acima é laminada a quente a uma temperatura de acabamento de 820°C ou maior de modo a produzir uma chapa de aço laminada a quente; um segundo processo no qual, após o primeiro processo, a chapa de aço laminada a quente é resfriada e bobinada em uma temperatura de 25 bobinamento CT °C de 350°C a 600°C; um terceiro processo no qual a chapa de aço laminada a quente que sofreu o segundo processo é laminada a frio a uma redução de espessura de 30% a 85% de modo a produzir uma chapa de aço laminada a frio; um quarto processo no qual, após o terceiro processo, a chapa de aço laminada a frio é aquecida e recozida a uma tem30 peratura média de aquecimento de 750°C a 900°C; um quinto processo, no qual a chapa de aço laminada a frio que sofreu o quarto processo é resfriada a uma taxa média de resfriamento de 3°C/s a 200°C/s e mantida a uma faixa

6/57 de temperaturas de 300°C a 500°C por 15 segundos a 1200 segundos; e um sexto processo no qual a chapa de aço lamoinada a frio que sofreu o quinto processo é resfriada, na qual, no segundo processo, a primeira taxa média de resfriamento CR1 °C/s de 750°C até 650°C é 15°C/s a 100°C/s, a segunda taxa média de resfriamento CR2 °C/s de 650°C até a temperatura de bobinamento CT °C é 50°C/s ou menos, a terceira taxa média de resfriamento CR3 °C/s desde após o bobinamento até 150°C é 1°C/s ou menos, a temperatura de bobinamento CT °C e a primeira taxa média de resfriamento CR1 °C/s satifazem, a equação (2) a seguir e, no quarto processo, em um caso no qual as quantidades de Si, Al, r Cr são representadas por [Si], [Al], e [Cr] em termos de % em massa, respectivamente, a área média S pm² de perlita incluída na chapa de aço laminada a quente que sofreu o segundo processo, a temperatura média de aquecimento T °C, e o tempo de aquecimento ts satisfazem a relação da equação (3) a seguir.

1500 < CR1 x (650 -CT) < 15000 ··· (2)

2200 > T x log (t) / (1 + 0,3[Si] + 0,5[AI] + [Cr] + 0,5S) >110 (3) (15) No método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (14) acima, o total de redução na espessura das duas últimas etapas no primeiro processo pode ser 15% ou mais.

(16) No método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (14) acima, a chapa de aço laminada que sofreu o quinto processo e deve sofrer o sexto processo pode ser revestida com zinco.

(17) No método de produção de chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (14) acima, a chapa de aço laminada a frio que sofreu o quinto processo e deve sofrer o sexton processo pode ser galvanizada e recozida em 400°C a 600°C pra ligação.

(18) No método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (14) acima, a taxa media de aquecimento de 600°C a 800°C no quarto processo pode ser Ο,ΓΟ/s a 7°C/s.

(19) No método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (14) acima, antes do primeiro processo, a

7/57 placa pode ser resfriada até 1000°C ou menor e reaquecida até 1000°C ou maior.

Efeitos da Invenção

De acordo com a presente invenção, é possível fornecer uma chapa de aço de alta resistência que seja excelente em termos de resistência e capacidade de conformação (alongamento e expansão de furo à temperatura ambiente e em uma faixa morna) pela otimização da composição química, garantindo uma quantidade predeterminada de austenita retida, e controlar adequadamente o tamanho e a forma da cementita.

Em adição, de acordo com a presente invenção, é possível produzir uma chapa de aço de alta resistência que seja excelente em termos de resistência e capacidade de conformação controlando-se adequadamente a taxa de resfriamento da chapa de aço após a laminação a quente (antes e depois do resfriamento) e as condições de resfriamento após a laminação a frio.

Em adição, na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (4) acima, o alongamento pode ser também melhorado em uma faixa morna.

Além disso, na chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme o item (10) acima, é possível garantir um grande alongamento uniforme em quaisquer direções enquanto a anisotropia no plano é raramente apresentada.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

A figura 1 é um gráfico mostrando a relação entre o parâmetro de recozimento P e o tamanho médio de particular de cementita.

A figura 2 é um gráfico mostrando a relação entre o tamanho médio e grão de cementita e o equilíbrio entre resistência e capacidade de conformação produto da resistência à tração TS, alongamento uniforme uEL, e expansão do furo λ).

A figura 3 é um gráfico mostrando a elação entre o tamanho médio de grão de cementita e o equilíbrio entre a resistência e a capacidade de conformação (produto da resistência à tração TS e expansão do furo λ).

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A figura 4 é uma vista mostrando a orientação principal das fases austenite no ODF em uma seção transversal para a qual Φ2 é 45°.

A figura 5 é uma vista mostrando a relação entre um parâmetro 2X + Y e o índice de anisotropia AuEL do alongamento uniforme.

A figura 6 é uma vista mostrando 0 fluxograma de um método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme uma modalidade da presente invenção.

A figura 7 é uma vista mostrando a relação entre a temperatura de bobinamento CT e a primeira taxa média de resfriamento CR1 no método de produção de chapa de aço laminada a frio de alta resistência conforme a modalidade.

A figura 8 é uma vista mostrando a relação entre a resistência à tração TS e o alongamento tEL₁₅o a 150°C nos Exemplos e nos Exemplos Comparativos.

DESCRIÇÃO DETALHADA DA INVENÇÃO

Os inventores descobriram que o equilíbrio entre resistência e capacidade de conformação (ductilidade e expansão de furo) se torna excelente quando a cementita formada durante a laminação a quente é fundida durante 0 aquecimento para recozimento de modo a diminuir o tamanho de partícula da cementita em uma chapa de aço. Doravante, serão descritas as razões.

No aço TRIP, C é concentrado na austenita de modo a aumentar a quantidade de austenita retida em um processo de recozimento. Um aumento na quantidade de C na austenita e um aumento na quantidade de austenita melhora as propriedades de tração do aço TRIP. Entretanto, em um caso em que a cementita formada durante a laminação a quente permanece após 0 recozimento (recozimento após a laminação a frio), parte do C adicionado ao aço está presente na forma de carbonetos. Nesse caso, há casos nos quais a quantidade de austenita e a quantidade de C na austenita diminuem, e o equilíbrio entre resistência e ductilidade deteriora. Em adição, os carbonetos agem como pontos de partida de fraturas durante os testes de expansão de furo, e a capacidade de conformação deteriora. Em adição, os

9/57 carbonetos agem como pontos de partida de fratura durante os testes de expansão de furo, e a capacidade de conformação deteriora.

As razões não são claras, mas são consideradas serem como segue. Quando o tamanho de partícula da cementita diminui até um tamanho crítico ou menos, a deterioração do alongamento local que se origina da cementita é evitada, e o C soluto que é obtido pela dissolução da cementita pode ser concentrado na austenita. Além disso, nesse caso, a razão de área de austenita retida e a quantidade de C na austenita retida aumenta, e a estabilidade da austenita retida aumenta. Como resultado, o efeito TRIP melhora devido ao efeito de sinergia da prevenção da deterioração do alongamento local que se origina da cementita e a melhoria na estabilidade a austenita retida.

Para exibir efetivamente o efeito de sinergia, o tamanho médio de partícula da cementita precisa ser 0,01 μητ a 1 μπι após o recozimento. Para evitar mais confiavelmente a deterioração do alongamento local e também aumentar a quantidade de C fornecida à austenita retida a partir da cementita, o tamanho médio de partícula (diâmetro médio de partícula) da cementita é preferivelmente 0,9 pm ou menos, mais preferivelmente 0,8 μιτι ou menos, e mais preferivelmente 0,7 pm ou menos. Quando o tamanho médio de partícula da cementita excede 1 μηη, uma vez que o C não concentra suficientemente, o efeito TRIP não é ótimo em uma faixa de temperatura de 100C a 250C bem como à temperatura ambiente, o alongamento local deteriora devido à cementita bruta, e o alongamento deteriora abruptamente devido à ação sinergística. Por outro lado, embora o tamanho médio de partícula da cementita seja desejavelmente tão pequeno quanto possível, o tamanho médio de partícula precisa ser 0,01 μιτι ou mais para suprimir o crescimento do grão de ferrita. Em adição, conforme descrito abaixo, o tamanho médio de partícula da cementita é dependente da temperatura de aquecimento e do tempo de aquecimento durante o recozimento. Portanto, de um ponto de vista industrial bem como do ponto de vista de controle da microestrutura, o tamanho médio de partícula da cementita é preferivelmente 0,02 μιτι ou mais, mais preferivelmente 0,03 pm ou mais, e mais preferivelmente

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0,04 gin ou mais.

Enquanto isso, o tamanho médio de partícula da cementita é obtido calculando-se a média dos diâmetros de círculo equivalentes das partículas de cementita quando a cementita na microestrutura da chapa de aço é observada usando-se um microscópio ótico, um microscópio eletrônico, ou similar.

Os inventores investigaram um método para diminuir o tamanho médio de partícula da cementita. Os inventores estudaram a relação entre a área média da perlita em uma chapa de aço laminada a quente e a quantidade de cementita dissolvida dependendo da temperatura de aquecimento e do tempo de aquecimento durante o recozimento.

Como resultado, foi descoberto que, quando a área média S (μίτι²) de perlita a microestrutura da chapa de aço após a laminação a quente, a temperatura média de aquecimento T (°C) durante o recozimento, e o tempo de aquecimento t (s) durante o recozimento satisfaz a equação (4) a seguir, o tamanho médio de partícula da cementita após o recozimento se torna 0,01 μΐη a 1 μηχ e a concentração de C nas fases austenita retida é acelerada conforme mostrado na figura 1. Enquanto isso, na figura 1, para eliminar a influência da quantidade de carbono, é usado o aço tendo uma quantidade de C de aproximadamente 0,25%, e a cementita é observada usando-se um microscópio ótico.

2200 > T x (og (t) / (1 + 0,3[Si] + 0,5[AI] + [Cr] + 0,5S) > 110 - (4)

Aqui, [Si], [Al], e [Cr] representam as quantidades (% em massa) de Si, Al, e Cr em uma chapa de aço, respectivamente. Em adição, log na equação (4) indica um logaritmo comum (com a base 10).

Aqui, para simplificar a descrição a seguir, são introduzidos parâmetros de recozimento P e a, que estão representados nas equações (5) e (6) a seguir.

P = T χ log (t)/a — (5) α = (1 + 0,3[Si] + 0,5[AI] + [Cr] + 0,5S) - (6)

O limite inferior do parâmetro de recozimento P é necessário para diminuir o tamanho médio de partícula da cementita. Para diminuir o ta

11/57 manho médio de partícula da cementita para 1 pm ou menos, é necessário efetuar recozimento sob condições de um parâmetro de recozimento P de mais de 110. Em adição, o limite superior do parâmetro de recozimento P é necessário para reduzir os custos necessários para o recozimento e garantir a cementita que fixa o grão de ferrita. Para garantir cementita tendo um tamanho médio de partícula de 0,01 pm ou mais que possa ser usado para a fixação, é necessário executar recozimento sob condições de um parâmetro de recozimento P de menos de 2200. Como tal, o parâmetro de recozimento P precisa ser maior que 110 e menor que 2200.

Enquanto isso, para também diminuir o tamanho médio de particular da cementita conforme descrito acima, o parâmetro de recozimento P é preferivelmente mais de 130, mais preferivelmente mais de 140, e mais preferivelmente mais de 150. Em adição, para garantir suficientemente o tamanho médio de partícula da cementita que pode ser usada para fixar, conforme descrito acima, o parâmetro de recozimento P é preferivelmente menos de 2100, mais preferivelmente menos de 2000, e mais preferivelmente ainda menos de 1900.

Quando a equação (4) acima é satisfeita, a cementita na perlita formada durante o bobinamento da chapa de aço após a laminação a quente é esferoidizada durante o aquecimento para recozimento e uma cementita esférica grande é formada no meio do recozimento. A cementita esférica pode ser dissolvida a uma temperature de recozimento do ponto A_c1 ou maior, e, quando a equação (4) é satisfeita, o tamanho médio de partícula da cementita diminui suficientemente de modo a ser 0,01 pm a 1 pm.

Aqui será descrito o significado físico dos termos do parâmetro de recozimento (equação (5)).

T x log (t) no parâmetro de recozimento P é considerado ser associado com as taxas de difusão (ou quantidades de difusão) de carbono e ferro. Isto é porque a transformação iknversa ade cementita para aistenita prossegue à medida que os átomos se difundem.

a no parâmetro de recozimento P aumenta em um caso em que as quantidades de Si, Al e Cr são grandes, ou a área media S da perlita que

12/57 se forma durante o bobinamento da chapa de aço laminada a quente é grande. Para satisfazer a equação (4) em um caso em que α é grande, é necessário mudar as condições de recozimento de forma que T χ log (t) aumente.

As razões porque α (equação (6)) na equação (5) muda pela quantidade de Si, Al e Cr e a razão de área da perlita após o bobinamento da chapa de aço laminada a quente são como segue:

Si e Al são elementos que suprimem a precipitação de cementita. Portanto, quando as quantidades de Si e Al aumentam, a transformação de austenita para ferrita e bainita tendo uma pequena quantidade de c arbonetos se torna passível de prosseguir durante o bobinamento da chapa de aço após a laminação a quente, e o carbono se concentra na austenita. Após isto, ocorre a transformação da austenita na qual o carbono se concentra na perlita. Em tal perlita tendo uma alta concentração de carbon, uma vez que a fração de cementita é grande, e cementita na perlita é capaz de esferoidizar e dura de ser dissolvida durante o subsequente aquecimento para recozimento, a cementita bruta é passível de ser formada. Como tal, os termos incluindo [Si] e [Al] em α são considerados corresponder à diminuição da taxa de solução de cementita devido à formação de cementita bruta e a um aumento no tempo de solução.

Cr é um elemento que forma uma solução sólida na cementita de modo a tornar difícil dissolver a cementita (de modo a estabilizar a cementita). Portanto, quando a quantidade de Cr aumenta, o valor de ct na equação (5) aumenta. Como tal, os termos incluindo [Cr] em α são considerados como correspondendo à diminuição da taxa de solução de cementita devido à estabilização da cementita.

É considerado que, quando a area média S de perlita é relativamente grande após o bobinamento da chapa de aço laminada a quente, a distância de difusão de átomos necessária para a transformação reversa se torna grande, e, portanto, o tamanho médio de partícula da cementita recozida é passível de se tornar grande. Portanto, quando a area média S de perlita aumenta, α na equação (5) aumenta. Como tal, o termo incluindo a

13/57 area média S de perlita em α é considerado corresponder a um aumento no tempo de solução de cementita devido a um aumento na distância de difusão de átomos.

Por exemplo, a area media S da perlita é obtida medindo-se a area de um número estatisticamente suficiente de grãos de perlita através de uma análise de imagem de uma microfotografia ótica de uma seção transversal da chapa de aço laminada a quente, e calculando-se a média de suas areas.

Como tal, α é um parâmetro que indica quão facilmente a cementita permanece após o recozimento, e é necessário determinar as condições de recozimento conforme ο α de modo a satisfazer a equação (4) acima.

Como tal, quando o recozimento é executado sob condições de recozimento que satisfaçam a equação (4), o tamanho médio de partícula da cementita diminui suficientemente, a cementita é suprimida de agir como ponto de partida de rupturas durante a expansão do furo, e a quantidade total de C que se concentra na austenita que se concentra na austenita aumenta. Portanto, a quantidade de austenita retida na microestrutura aumenta, e o equilíbrio entre resistência e ductilidade melhora. Por exemplo, o equilíbrio entre resistência e capacidade de conformação melhora em um caso em que o tamanho médio de partícula da cementita presente no aço é 1 pm ou menos conforme mostrado nas FIGS. 2 e 3. Enquanto isso, na figura 2, o equilíbrio entre resistência e capacidade de conformação da chapa de aço mostrada na figura 1 é avaiada usando-se o produto da resistência à tração TS, do alongamento uniforme uEL, e da expansão do furo λ. Em adição, na figura 3, o equilíbrio entre resistência e capacidade de conformação da chapa de aço mostrada na figura 1 é avaliado usando-se o produto da resistência à tração TS e da expansão do furo λ.

Em adição, como resultado de estudos profundos, os inventores descobriram que, em um caso em que é necessário diminuir a anisotropia no plano durante a conformação, é extremamente importante controlar a orientação do cristal (textura) das fases austenita. Para controlar a textura das

14/57 fases austenite, é extremamente importante controlar a textura da ferrita formada durante o recozimento. Uma vez que as fases austenita retida que permanecem em um produto chapa são formadas devido à transformação inversa das interfaces das fases ferrite durante o recozimento, as fases austenita retida são significativamente influenciadas pela orientação do cristal das fases ferrita.

Portanto, para diminuir a anisotropia no plano, é importante controlar a textura de ferrite a ser transformada em austenite e fazer a austenite herdar a orientação do cristal durante a subsequente transformação inversa. Isto é, para otimizar a textura da ferrita, a temperatura de bobinamento durante a laminação a quente é controlada, a chapa laminada a quente é evitada de ter uma microestrutura de fase única bainita, e a chapa laminada a quente é laminada a frio a uma redução de espessura adequada. Uma orientação de cristal desejada pode ser produzida através de tal controle. Em adição, para fazer as fases austenita herdarem a textura das fases ferrita, é importante recristalizar suficientemente a microestrutura laminada a frio durante o recozimento, aumentar a temperatura de uma região de fase dupla, e otimizar a fração de austenita na região de fase dupla. Portanto, para aumentar tanto quanto possível a estabilidade da austenita retida, em um caso em que é necessário diminuir a anisotropia no plano durante a conformação, é desejável controlar adequadamente as condições acima.

Doravante, será descrita em detalhes a chapa de aço laminada a frio de alta resistência (por exemplo, tendo uma resistência à tração de 500 MPa a 1800 MPa) de acordo com uma modalidade da presente invenção.

Inicialmente, serão descritos os componentes básicos da chapa de aço da modalidade. Enquanto isso, a seguir, “%” que indica as quantidades de elementos químicos se refere a % em massa.

C: 0,10% a 0,40%

C é um elemento extremamente importante para aumentar a resistência do aço e garantir a austenite retida. Para garantir uma quantidade suficiente de austenita retida, é necessária uma quantidade de C de 0,10% ou mais. Por outro lado, quando C está excessivamente incluído no aço, a

15/57 capacidade de soldagem é prejudicada, e assim o limite superior da quantidade de C é 0,40%. Em adição, para garantir mais austenite retida e aumentar a estabilidade de austenite retida, a quantidade de C é preferivelmente 0,12% ou mais, mais preferivelmente 0,14% ou mais, e mais preferivelmente ainda 0,16% ou mais. Para também garantir a capacidade de soldagem, a quantidade de C é preferivelmente 0,36% ou menos, mais preferivelmente 0,33% ou menos, e mais preferivelmente o,32% ou menos.

Mn: 0,5% a 4,0%

Mn é um elemento que estabiliza a austenite e aumenta a capacidade de endurecimento. Para garantir uma capacidade de endurecimento suficiente, é necessária uma quantidade de Mn de 0,5% ou mais. Por outro lado, quando o Mn é excessivamente adicionado ao aço, a ductilidade é prejudicada e, portanto, o limite superior da quantidade de Mn é 4,0%. O limite superior preferível da quantidade de Mn é 2,0%. Para também aumentar a estabilidade da austenita, a quantidade de Mn é preferivelmente 1,0% ou mais, mais preferivelmente 1.3% ou mais, e mais preferivelmente ainda 1,5% ou mais. Em, adição, para garantir uma capacidade de conformação mais favorávek, a quantidade de Mn é preferivelmente 3,0% ou menos, mais preferivelmente 2,6% ou menos, e mais preferivelmente ainda 2,2% ou menos.

Si: 0,005% a 2,5%

Al: 0,005% a 2,5%

Si e Al são agentes desoxidantes, e o aço precisa incluir cada um entre Si e Al em 0,005% ou mais para executar uma desoxidação suficiente. Em adição, Si e Al estabilizam a ferrite durante o recozimento e suprimem a precipitação de cementita durante a transformação da bainita de modo a aumentar a concentração de C na austenita e contribuir para garantir a austenita retida. Mais austenita retida pode ser garantida, à medida que as quantidades de Si e Al aumentam, e, portanto, a quantidade de Si e a quantidade de Al são, cada uma, preferivelmente 0,30% ou mais, mais preferivelmente 0,50% ou mais, e mais preferivelmente ainda 0,80% ou mais. Quando Si ou Al é adicionado excessivamente ao aço, as propriedades de superfície (por exemplo, propriedades para tratamento de galvannealing ou

16/57 de conversão química), a capacidade de revestimento e a capacidade de soldagem deterioram, e portanto os limites superiores da quantidade de Si e da quantidade de Al são ajustadas, cada uma, em 2,5%. Em um caso em que as propriedades de superfície, capacidade de revestimento, e capacidade de soldagem são necessárias quando a chapa de aço é usada como uma peça, os limites superiores de cada uma entre a quantidade de Si e da quantidade de Al são preferivelmente 2,0%, mais preferivelmente 1,8%, e mais preferivelmente ainda 1,6%.

Enquanto isso, em um caso em que uma grande quantidade tanto de Si quanto de Al é adicionada ao aço, é desejável avaliar a soma (Si + Al) da quantidade de Si e da quantidade de Al. Isto é, Si + Al é preferivelmente 0,5% ou mais, mais preferivelmente 0,8% ou mais, ainda mais preferivelmente 0,9% ou mais, e mais preferivelmente ainda 1,0% ou mais. Em adição, Si + Al é preferivelmente 2,5% ou menos, mais preferivelmente 2,3% ou menos, ainda mais preferivelmente 2,1% ou menos, e mais preferivelmente ainda 2,0% ou menos.

Cr: 0% a 1,0%

Cr é um elemento que aumenta a resistência da chapa de aço. Portanto, em um caso em que Cr é adicionado de modo a aumentar a resistência da chapa de aço, a quantidade de Cr é preferivelmente 0,01% ou mais. Entretanto, quando 1% ou mais de Cr está incluído no aço, uma vez que uma ductilidade suficiente não pode ser garantida, a quantidade de Cr precisa ser 1% ou menos. Em adição, uma vez que Cr forma soluções sólidas na cementita de modo a estabilizar a cementita, as soluções de cementita são suprimidas (retardadas) durante o recozimento. Portanto, a quantidade de Cr é preferivelmente 0,6% ou menos, e mais preferivelmente 0,3% ou menos.

A seguir, entre as impurezas inevitáveis, serão descritas impurezas que precisam ser particularmente reduzidas. Enquanto isso, os limites inferiores dessas impurezas (P, S e N) podem ser 0%,

P: 0,05% ou menos

P é uma impureza e prejudica a ductilidade e a capacidade de

17/57 soldagem quando excessivamente incluído no aço. Portanto, o limite superior da quantidade de P é 0,05%. Em um caso em que mais capacidade de conformação é necessária, a quantidade de P é preferivelmente 0,03% ou menos, mais preferivelmente 0,02% ou menos, e mais preferivelmente 0,01% ou menos.

S: 0,020% ou menos

S é uma impureza e, quando incluída excessivamente no aço, forma MnS alongado devido à laminação a quente e deteriora a capacidade de conformação, tal como ductilidade, expansão do furo, etc. Portanto, o limite superior da quantidade de S é preferivelmente 0,010% ou menos, mais preferivelmente 0,008% ou menos, e mais preferivelmente 0,002% ou menos.

N é uma impureza e, quando a quantidade de N excede 0,006%, a ductilidade deteriora. Portanto, o limite superior da quantidade de N é 0,006%. Em um caso em que é necessária mais capacidade de conformação, a quantidade de N é preferivelmente 0,004% ou menos, mais preferivelmente 0,003% ou menos, e mais preferivelmente 0,002% ou menos.

Doravante serão descritos elementos opcionais.

Além disso, em adição aos componentes básicos acima, um ou mais tipos de elementos entre Mo, Ni, Cu, e B podem ser adicionados ao aço conforme necessário. Mo, Ni, Cu, e B são elementos que melhoram a resistência da chapa de aço. Para obter o efeito, a quantidade de cada elemento entre Mo, a quantidade de Ni, e a quantidade de Cu são preferivelmente 0,01% ou mais, e a quantidade de B é preferivelmente 0,0003% ou mais. Em adição, em um caso em que é necessário também garantir resistência, os limites inferiores da quantidade de Mo, da quantidade de Ni e da quantidade de Cu são mais preferivelmente 0,03%, 0,05% e 0,05%, respectivamente. Similarmente, a quantidade de B é preferivelmente 0,0004% ou mais, mais preferivelmente 0,0005% ou mais, e mais preferivelmente ainda 0,0006% ou mais. Por outro lado, quando esses elementos químicos são adicionados excessivamente ao aço, a resistência aumenta excessivamente e há casos em que a ductilidade é degradada. Particularmente, quando o B

18/57 é excessivamente adicionado ao aço de modo a aumentar a capacidade de endurecimento, a transformação de ferrita e a transformação de bainita começam tarde, e a taxa de concentração de C as fases austenita diminui. Em adição, em um caso em que Mo é excessivamente adicionado ao aço, há casos em que a textura degrada. Portanto, em um caso em que a ductilidade precisa ser garantida, é desejável controlar a quantidade de Mo, a quantidade de Ni, a quantidade de Cu, e a quantidade de B. Portanto, o limite superior da quantidade de Mo é preferivelmente 0,3%, e mais preferivelmente 0,25%. Em adição, o limite superior da quantidade de Ni é preferivelmente 5%, mais preferivelmente 2%, ainda mais preferivelmente 1%, e mais preferivelmente ainda 0,3%. O limite superior da quantidade de Cu é preferivelmente 5%, mais preferivelmente 2%, ainda mais preferivelmente 1%, e mais preferivelmente ainda 0,3%. O limite superior da quantidade de B é preferivelmente 0,003%, mais preferivelmente 0,002%, ainda mais preferivelmente 0,0015%, e mais preferivelmente ainda 0,0010%.

Também, em adição aos componentes básicos acima, um ou mais tipos de elementos entre Nb, Ti, V, e W podem ser adicionados conforme necessário ao aço. Nb, Ti, V, e W são elementos que formam carbonetos, nitretos ou carbonitretos finos, e melhoram a resistência da chapa de aço. Portanto, para também garantir a resistência, a quantidade de cada um entre a quantidade de Nb, a quantidade de Ti, quantidade de V, e a quantidade de W são preferivelmente 0,01% ou mais, e mais preferivelmente 0,03% ou mais. Por outro lado, quando esses elementos são adicionados excessivamente ao aço, a resistência aumenta excessivamente de forma que a ductilidade degrada. Portanto, o limite superior da quantidade de Nb, a quantidade de Ti, a quantidade de V e a quantidade de W são preferivelmente 0,1%, 0,2%, 1,0% e 1,0% respectivamente, e mais preferivelmente 0,08%, 0,17%, 0,17% e 0,17%, respectivamente.

Além disso, em adição aos componentes básicos acima, 0,0001% a 0,05% de um ou mais tipos de elementos entre Ca, Mg, Zr, e metais terras raras (REM) são preferivelmente incluídos no aço. Ca, Mg, Zr, e REM têm um efeito de controlar as formas de sulfetos e óxidos de modo a

19/57 melhorar a ductilidade local e a expansão do furo. Para obter o efeito, a quantidade de Ca, a quantidade de MG, a quantidade de Zr, e a quantidade de REM são, cada uma, preferivelmente 0,0001% ou mais, e mais preferivelmente 0,0005% ou mais. Por outro lado, quando esses elementos são excessivamente adicionados ao aço, a capacidade de conformação deteriora. Portanto, a quantidade de Ca, a quantidade de Mg, a quantidade de Zr e a quantidade de REM são preferivelmente, cada uma, 0,05% ou menos, e mais preferivelmente 0,05 ou menos, e mais preferivelmente 0,04% ou menos. Em adição, em um caso em que diversos tipos desses elementos são adicionados ao aço, a quantidade total dos elementos é mais preferivelmente 0,0005% a 0,05%.

A seguir, será descrita a microestrutura (estrutura) da chapa de aço laminada a frio de alta resistência da modalidade. A microestrutura da chapa de aço laminada a frio de alta resistência da modalidade precisa incluir austenita retida. Em adição, a maioria da microestrutura restante pode ser classificada em ferrita, bainita, martensita, e martensita temperada. Doravante, “%” que indica a quantidade de cada fase (microestrutura) se refere a uma porcentagem de área (razão de área). Enquanto isso, uma vez que carbonetos, ais como cementita, não são avaliados na razão de área da microestrutura.

A austenita retida aumenta a ductilidade, particularmente alongamento uniforme através da Ada plasticidade induzida por transformação. Portanto, a microestrutura precisa incluir 2% ou mais de austenita retida em termos de razão de área. Em adição, uma vez que a austenita retida é transformada em martensita através de conformação, a austenita retida também contribui para melhorar a resistência. Particularmente, em um caso em que uma quantidade relativamente grande de um elemento tal como C, é adicionada ao aço para garantir a austenita retida, a razão de área da austenita retida é preferivelmente 4% ou mais, mais preferivelmente 6% ou mais, e ainda mais preferivelmente 8% ou mais.

Por outro lado, uma razão de área maior de austenita retida é mais preferível. Entretanto, para garantir mãos de 30% de austenita retida

20/57 em termos de razão de área, é necessário aumentar as quantidades de C e de Si, e a capacidade de soldagem ou as propriedades de superfície são degradadas. Portanto, o limite superior da razão de área de austenita retida é 30%. Em um caso em que a capacidade de soldagem e as propriedades de superfície precisam ser também garantidas, o limite superior da razão de área de austenita retida é preferivelmente 20%, mais preferivelmente 17%, e mais preferivelmente ainda 15%.

Em adição, o tamanho da austenita retida influencia fortemente a estabilidade da austenita retida. Como resultado de repetidos estudos em relação à estabilidade da austenita retida em uma faixa de temperaturas de 100°C a 250°C, os inventores descobriram que, quando o tamanho médio de grão da austenita retida é 5 pm ou menos, a austenita retida é uniformemente dispersa no aço, e o efeito TRIP da austenita retida pode ser apresentado mais efetivamente. Isto é, quando o tamanho médio de grão da austenita retida é ajustado em 5 pm ou menos, o alongamento em uma faixa de temperaturas de 100°C a 250°C pode ser drasticamente melhorado mesmo em um caso no qual o alongamento é baixo à temperatura ambiente. Portanto, o tamanho médio de grão (diâmetro médio do grão) da austenita retida é preferivelmente 5 pm ou menos, mais preferivelmente 4 pm ou menos, ainda mais preferivelmente 3,5 pm ou menos, e mais preferivelmente ainda 2,5 pm ou menos.

Como tal, o tamanho médio de grão da austenita retida é preferivelmente pequeno, mas o tamanho médio de grão depende da temperatura de aquecimento e do tempo de aquecimento durante o recozimento, e assim é preferivelmente 1,0 pm ou mais de um ponto de vista industrial.

Uma vez que a martensita é dura, a resistência pode ser garantida, Entretanto, se a razão de área de martensita excede 20%, a ductilidade é insuficiente, e, portanto, é necessário controlar a razão de área de martensita para ser 20% ou menos. Em adição, para também garantir a capacidade de conformação, a razão de área de martensita é preferivelmente controlada para ser 15% ou menos, mais preferivelmente 10% ou menos, e mais preferivelmente ainda 7% ou menos. Por outro lado, quando a martensita é redu

21/57 zida, uma vez que a resistência degrada, a razão de área de martensita é preferivelmente 3% ou mais, mais preferivelmente 4% ou mais, e mais preferivelmente 5% ou mais.

A microestrutura remanescente na microestrutura acima inclui pelo menos um entre ferrita, bainita e martensita temperada. A sua razão de área não é particularmente limitada, mas está desejavelmente na faixa de razão de área a seguir em consideração do equilíbrio entre alongamento e resistência:

A ferrita é uma microestrutura que é excelente em termos de ductilidade, mas ferrita em excesso reduz a resistência. Portanto, para obter um excelente equilíbrio entre resistência e ductilidade, a razão de área de ferrita é preferivelmente 10% a 70%. A razão de área de ferrita é controlada conforme o nível de resistência almejado. Em um caso em que a ductilidade é necessária, a razão de área de ferrita é mais preferivelmente 15% ou mais, ainda mais preferivelmente 20% ou mais, e mais preferivelmente ainda 30% ou mais. Em adição, em um caso em que a resistência é necessária, a razão de área de ferrita é mais preferivelmente 65% ou menos, ainda mais preferivelmente 60% ou menos, e mais preferivelmente ainda 50% ou menos.

O tamanho médio de grão de ferrita é preferivelmente 10 pm ou menos. Como tal, quando o diâmetro médio do grão de ferrite é 10 pm ou menos. A resistência da chapa de aço pode aumentar sem degradar o alongamento total o alongamento uniforme. Isto é considerado ser porque quando os grãos de ferrita são feitos serem finos, a microestrutura de torna uniforme, e portanto as tensões introduzidas durante a conformação são dispersas uniformemente, e a concentração de tensão diminui de forma que se torna difícil para a chapa de aço ser fraturada. Em adição, em um caso no qual a resistência precisa ser aumentada enquanto o alongamento é mantido, o tamanho médio de grão de ferrita é mais preferivelmente 8 pm ou menos, ainda mais preferivelmente 6 pm ou menos, e mais preferivelmente ainda 5 pm ou menos. O limite inferior do tamanho médio de grão de ferrita não é particularmente limitado. Entretanto, o tamanho médio de grão de ferrita não é particularmente limitado. Entretanto, o tamanho médio de grão de ferri

22/57 ta é preferivelmente 1 μιτι ou mais, mais preferivelmente 1,5 μηη ou mais, e mais preferivelmente ainda 2 pm ou mais de um ponto de vista industrial em consideração das condições de têmpera.

Em adição, ferrita e bainita são necessárias para concentrar o C na austenita retida e melhorar a ductilidade através do efeito TRIP. Para obter excelente ductilidade, o total das razões de área de ferrita e bainita é preferivelmente 10% a 70%. Quando o total das razões de area de ferrita e bainita é mudada em uma faixa de 10% a 70%, é possível manter um alongamento favorável à temperatura ambiente e em uma faixa morna e obter confiavelmente uma resistência desejada. Para concentrar mais C na austenita retida, a quantidade total das razões de área de ferrita e bainita é mais preferivelmente 15% ou mais, ainda mais preferivelmente 20% ou mais, e mais preferivelmente ainda 30% ou mais. Em adição, para garantir suficientemente a quantidade de austenita retida na microestrutura final, a quantidade total das razões de área de ferrita e bainita é mais preferivelmente 65% ou menos, ainda mais preferivelmente 60% ou menos, e mais preferivelmente 50% ou menos.

Em adição, bainita (ou ferrita bainítica) e martensita temperada podem ser o restante (saldo) da microestrutura final. Portanto, a razão total de área de bainita e martensita temperada é preferivelmente 10% a 75%. Portanto, em um caso em que a resistência é necessária, a razão total de área de bainita e martensita temperada é preferivelmente 15% ou mais, ainda mais preferivelmente 20% ou mais, e mais preferivelmente ainda 30% ou menos. Em adição, em um caso em que a ductilidade é necessária, a razão total de área de bainita e de martensita temperada é mais preferivelmente 65% ou menos, ainda mais preferivelmente 60% ou menos, e mais preferivelmente ainda 50% ou menos. Entre eles, uma vez que bainita é uma microestrutura necessária para concentrar o C na austenita retida, (γ), a microestrutura preferivelmente inclui 10% ou mais de bainita. Entretanto, quando a microestrutura inclui uma grande quantidade de bainita, a quantidade de ferrita tendo características favoráveis de encruamento diminui, e o alongamento uniforme diminui, e portanto a razão de área de bainita e preferivelmente

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75% ou menos. Particularmente, em um caso em que é necessário garantir a quantidade de ferrita, a razão de área de banita é mais preferivelmente 35% ou menos.

Em adição, em um caso em que mais ductilidade é garantida temperando-se a martensita que é formada em um processo de produção, a razão de area de martensita temperada na microestrutura é preferivelmente 35% ou menos, e mais preferivelmente 20% ou menos. Enquanto isso, o limite inferior da razão de área da martensita temperada é 0%.

Até aqui, foi descrita a microestrutura da chapa de aço laminada a frio de alta resistência da modalidade, mas há casos em que, por exemplo, 0% a 5% de perlita permanece na microestrutura quando a cementita na microestrutura que será descrita abaixo for controlada adequadamente.

Além disso, será descrita a cementita na microestrutura da chapa de aço da modalidade.

Para melhorar o efeito TRIP e suprimir o crescimento de grão da ferrita, o tamanho médio de particular de cementita precisa ser 0,01 pm a 1 pm. Conforme descrito acima, o limite superior do tamanho médio de partícula de cementita é preferivelmente 0,9 pm, mais preferivelmente 0,8 pm, e mais preferivelmente ainda 0,7 pm. Em adição. O limite inferior do tamanho médio de particular de cementita é preferivelmente 0,02 pm, mais preferivelmente 0,03 pm, e mais preferivelmente ainda 0,04 pm.

Enquanto isso, para concentrar suficientemente o C na austenite e evitar que a cementita acima aja como ponto de partida de fraturas durante a expansão do furo, é necessário esferoidizar suficientemente a cementita na perlita. Portanto, a cementita precisa incluir 30% a 100% de cementita tendo uma razão de aspecto (a razão do comprimento do eixo longo para o comprimento do eixo curto da cementita) de 1 a 3. Em um caso em que é necessária mais expansão do furo, a razão de número (razão de esferoidização) das partículas de cementita tendo uma razão de aspecto de 1 a 3 para todas as partículas de cementita é preferivelmente 36% ou mais, mais preferivelmente 42% ou mais, e ainda mais preferivelmente 48% ou mais. Em um caso em que é necessário reduzir o custo do recozimento necessário

24/57 para a esferoidização da cementita ou as condições de produção são limitadas, a presente razão, é preferivelmente 90% ou menos, mais preferivelmente 83% ou menos, e mais preferivelmente 80% ou menos.

Uma vez que tal cementita esferoidizada (cementita esferoidizada não dissolvida) permanence na austenite durante a transformação invertida e parte delas suprime o crescimento do grão da ferrita, a cementita esferoidizada está presente dentro dos grãos de austenite retida ou nas bordas dos grãos de ferrita.

Aqui, por exemplo, há casos em que a cementita que não se forma diretamente da perlita (cementita em forma de película formada nas interfaces da ferrita bainítica ou cementita na ferrite bainítica) provoca fratura nas bordas dos grãos. Portanto, é desejável reduzir a cementita que não se forma diretamente da perlita tanto quanto possível.

Em adição, a quantidade de cementita esferoidizada na microestrutura muda dependendo dos componentes químicos e das condições de produção, e assim não é particularmente limitado. Entretanto, para aumentar o efeito de fixação que suprime o crescimento de grão de ferrite, 0,003 ou mais partículas de cementita tendo uma razão de aspecto de 1 a 3 são preferivelmente incluídos por micrômetro quadrado. Em um caso em que o efeito de fixação precisa ser mais aumentado, o número de partículas de cementita esferoidizada incluídas por micrômetro quadrado é mais preferivelmente 0,005 ou mais, ainda mais preferivelmente 0,007 ou mais, e mais preferivelmente ainda 0,01 ou mais. Em adição, em um caso em que é necessário também concentrar o C na austenita, o número de partículas de cementita esferoidizada incluídas por micrômetro quadrado é preferivelmente 0,12 ou menos, mais preferivelmente 0,1 ou menos, ainda mais preferivelmente 0,08 ou menos, e mais preferivelmente ainda 0,06 ou menos.

Além disso, em um caso em que um alto alongamento uniforme precisa ser garantido em todas as direções na superfície da chapa sem provocar anisotropia no plano, é desejável controlar a distribuição da orientação do cristal (textura) da austenita retida. Nesse caso, a austenita é estável em relação à deformação em uma orientação de cristal <100>, e portanto as

25/57 orientações de cristal incluindo <100> são uniformemente dispersos na superfície da chapa.

Em relação às orientações de cristais, geralmente, uma orientação perpendicular à superfície da chapa é representada por (hkl) ou {hkl}, e uma orientação paralela à direção de laminação é representada por [uvw] ou <uvw>. {hkl} e <uvw> são termos coletivos para superfícies equivalentes, e [hkl] e (uvw) indicam superfícies de cristal individual. Enquanto isso, na descrição das orientações de cristal,, são usadas as expressões anteriores de {hkl} e <uvw>. É sabido que, entre as orientações de cristal que se desenvolvem nas fases austenita, orientações incluindo uma orientação <100> na superfície da chapa incluem uma orientação {100} <001 > para a qual a orientação da superfície da chapa é {100} e um grupo de orientação {110} <111> a {110} <001 > (grupo de orientação {110}) para a qual a orientação da superfície da chapa é {110}. No caso da orientação {100} <001 >, a orientação <001> é alinhada até uma direção paralela à direção de laminação e a uma direção paralela à direção de largura da chapa. Portanto, quando austenita retida na orientação acima aumenta, a estabilidade da austenita em relação à deformação na direção de laminação e à direção da largura da chapa aumenta, e um alongamento uniforme na direção aumenta. Entretanto, uma vez que o alongamento uniforme, por exemplo, em uma direção girada em 45 na direção da largura da chapa (direção 45°) não melhora, quando a orientação acima sozinha se desenvolve fortemente, é apresentada a anisotropia no alongamento uniforme. Enquanto isso, o caso do grupo de orientação {110}, uma orientação <100> paralela à superfície da chapa está presente em relação a cada uma das orientações incluídas no grupo de orientação. Por exemplo, no caso da orientação {110} <111>, a orientação <100> faceia a direção girada de 55° na direção da largura da chapa a partir da direção de laminação (direção 55°). Portanto, quando a austenita retida na orientação acima aumenta, o alongamento uniforme na direção 55° aumenta.

Os fatos acima mostram que o alongamento uniforme melhora quando a razão de intensidade da orientação ou do grupo de orientações

26/57 acima aumenta. Para aumentar suficientemente o alongamento uniforme, um parâmetro 2X + Y mostrado na equação (7) a seguir é preferivelmente maior que 4. Quando o parâmetro 2X + Y é 4 ou menos, as orientações não estão frequentemente presentes como um grupo de orientação de cristal, e é difícil obter um efeito de estabilizar a austenita através do controle das orientações do cristal. A partir do ponto de vista acima, o parâmetro 2X + Y é preferivelmente 5 ou mais. Enquanto isso, quando a textura das fases austenite se desenvolve, e a sua razão de intensidade aumenta excessivamente, há a tendência na qual a razão de intensidade de um grupo de orientação {110} <111> a {110} <112> entre o grupo de orientação {110} <111> a {110} <001 > aumenta. Como resultado, apenas o alongamento uniforme em uma direção a 45° melhora, e a anisotropia é passível de ser exibida. Do ponto de vista acima, o parâmetro 2X + Y na equação (7) a seguir é preferivelmente menos de 10, e mais preferivelmente 9 ou menos.

4<2X + Y<10 -(7)

Aqui,

X refere-se a um valor médio das razões de intensidade aleatórias das fases austenita (fases austenita retida) na orientação {100} <001 > em uma posição a meia espessura de uma chapa (a porção central); e

Y refere-se a um valor médio das razões de intensidade aleatória das fases austenita (fases austenita retida) no grupo de orientações {110} <111> a {110} <001 > em uma posição a meia espessura de uma chapa (a porção central).

Em adição, do ponto de vista de suprimir a exibição da anisotropia, {110} <111> / {110} <001> que é a razão da razão de intensidade aleatória da orientação {110} <111> para a razão de intensidade aleatória da orientação {110} <001 > é preferivelmente suprimida para ser 3,0 ou menos, e preferivelmente 2,8 ou menos. O limite inferior da razão {110} <111> / {110} <001> não é particularmente limitado, e pode ser 0,1.

Cada valor médio das razões de intensidade aleatória da orientação {100} <001>, a orientação {110} <111>, a orientação {110} <001> e a razão de intensidade aleatória do grupo de orientação {110} <111> a {110}

27/57 <001 > podem ser obtidos a partir das funções de distribuição de orientação (doravante referidas como ODF) que indica as texturas tridimensionais. A ODF é computada pelo método de expansão em série com base nos números {200}, {311}, e {220} da fase austenita medidos através de difração de raios X. Enquanto isso, a razão de intensidade aleatória se refere a um valor numérico obtido medindo-se as intensidades de raios X de um espécime padrão que não tenha acumulação em uma orientação específica e um corpo de prova sob as mesmas condições pela difratometria de raios X ou similar, e dividindo-se a intensidade de raios X obtida do corpo de prova pela intensidade de raios X do espécime padrão.

A figura 4 mostra a ODF de uma seção transversal para a qual φ₂έ 45°. Na figura 4, a textura tridimensional é mostrada pela notação Bunge usando-se as funções de distribuição de orientação. Além disso, o ângulo de Euler φ₂ é ajustado para 45°, e (hkl) [uvw] que é a orientação específica é expressa usando-se um ângulo de Euler φ^ Φ das funções de distribuição de orientação. Por exemplo, conforme mostrado por pontos no eixo com Φ = 90° na figura 4, o grupo de orientações {110} <111> a {110} <001 > é expresso em uma faixa na qual φι = 35° a 90°, Φ = 90°, e φ₂ = 45° são satisfeitos. Com isso, o valor médio das razões de intensidade aleatórias do grupo de orientações {110} <111> a {110} <001 > pode ser obtido calculando-se a média das razões de intensidade aleatória em uma faixa na qual φι está em uma faixa de 35° a 90°.

Enquanto isso, conforme descrito acima, a orientação do cristal é geralmente expressa usando-se (hkl) ou {hkl} para uma orientação perpendicular à superfície da chapa e [uvw] ou <uvw> para uma orientação paralela à direção de laminação. {hkl} e <uvw> são termos coletivos para superfícies equivalentes, e (hkl) e [uvw] indicam superfícies de cristal individuais. Aqui, uma vez que o objetivo é uma estrutura cúbica com face centrada (doravante referida como estrutura f.c.c.), por exemplo, os planos (111), (111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), e (-1-1-1) são todos equivalentes, e esses planos não podem ser diferenciados. Em tal caso, aquelas orientações são coletivamente denominadas como sendo {111}. Entretanto,

28/57 uma vez que ODF é também usado geralmente para expressar orientações de uma estrutura de cristal tendo uma baixa simetria, as orientações são expressas em uma faixa de φι de 0^o a 360°, Φ de 0^o a 180°, e φ2 de 0^o a 360°, e orientações individuais são expressas por (hkl) [uvw]. Entretanto, aqui, uma vez que o objetivo é uma estrutura f.c.c. tendo uma alta simetria, Φ e φ2 são expressos em uma faixa de 0^o a 90°. Em adição, a faixa de φι muda dependendo se a simetria devida à deformação é levada em conta ou não quando é executada a computação, mas φι é expresso por 0^o a 90° em consideração à simetria. Isto é, é selecionado um método no qual o valor médio da mesma orientação tendo φ1 de 0^o a 360° é expresso em uma ODF tendo φι de 0^o a 90°. Nesse caso, (hkl) [uvw] e {hkl} <uvw> têm o mesmo significado. Portanto, por exemplo, a razão de intensidade aleatória de raios X (razão de intensidade aleatória) de (110) [1-11] de um ODF em uma seção transversal tendo φ2 de 45°, que está mostrada na figura 1, é a razão de intensidade de raios X de uma orientação {110} <111 >.

O espécime para difração de raios X é preparado da seguinte maneira: uma chapa de aço é polida até uma posição predeterminada na direção da espessura da chapa através de um método de polimento, tal como polimento mecânico ou polimento químico, a superfície da chapa de aço é acabada para ser uma superfície espelhada através de polimento, então as tensões são removidas através de um método de polimento, tal como polimento eletrolítico ou polimento químico, e, ao mesmo tempo, a porção a meia espessura (porção central da espessura da chapa) é ajustada de modo a ser a superfície de medição. No caso de uma chapa laminada a frio, a textura na espessura da chapa (direção da espessura da chapa) não é considerada mudar significativamente. Entretanto, uma vez que a vizinhança da superfície da espessura da chapa é passível de ser influenciada pelo cisalhamento devida à laminação ou à descarburação, e tem uma possibilidade maior de uma mudança na microestrutura da chapa de aço, a medição é executada na porção de meia espessura. Enquanto isso, uma vez que é difícil executar a medição em uma superfície que seja exatamente o centro da espessura da chapa de aço como porção de meia espessura, o espécime

29/57 pode ser preparado de forma que a superfície de medição esteja incluída em uma faixa de 3% da espessura da chapa a partir da posição almejada. Em um caso no qual a segregação central ocorre, a posição de medição pode ser trocada para uma porção na qual a segregação a segregação não tem influência. Em adição, em um caso em que a medição por difração de raios X é difícil, um número estatisticamente suficiente de medições pode ser executado por um método de padrão de retroespalhamento eletrônico (EBSP) ou por um método de canalização eletrônico (ECP).

É descoberto que o índice de anisotropia AuEL de alongamento uniforme é diminuído, por exemplo, pelo controle da textura (parâmetro 2X + Y) de uma chapa de aço conforme mostrado na figura 5. O índice de anisotropia AuEL do alongamento uniforme se refere ao desvio máximo (diferença entre o valor máximo e o valor mínimo) do alongamento uniforme em um caso em que os testes de tração são executados em corpos de prova de tração (corpos de prova de tração conforme a JIS n° 5) tendo diferentes direções de amostragem (a direção de tração nos testes de tração) na superfície da chapa.

A seguir será descrita uma modalidade de um método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência da presente invenção. A figura 6 mostra um fluxograma do método de produção da chapa de aço de alta resistência da modalidade. As setas pontilhadas no fluxograma mostram as condições opcionais preferidas.

Na modalidade, o aço preparado e fundido por um método comum (aço fundido) é lingotado, a placa obtida é laminada a quente, e decapada, laminação a frio e recozimento são executados na chapa de aço laminada a quente obtida. A laminação a quente pode ser executada em uma linha de laminação a quente contínua comum, e o recozimento após a laminação a frio pode ser executado em uma linha de recozimento contínuo. Em adição, a laminação de skinpass pode ser executada em uma chapa de aço laminada a frio.

Diferente de um aço fundido por um método comum de alto forno, um aço no qual uma grande quantidade de sucata é usada, tal como um

30/57 forno elétrico, pode ser usado como aço fundido. A placa pode ser produzida através de um processo contínuo comum ou lingotamento de placa fina.

Enquanto isso, após o lingotamento, a placa pode ser laminada a quente no estado. Entretanto, antes da laminação a quente, a placa pode ser inicialmente resfriada até 1000°C ou menos (preferivelmente 950°C ou menos) e então reaquecida até 1000°C ou mais para homogeneização. Para homogeneizar suficientemente a placa e evitar confiavelmente a degradação da resistência, a temperatura de reaquecimento é preferivelmente 1100°C ou mais. Em adição, para evitar que o tamanho de grão de austenite antes da laminação a quente cresça muito, a temperatura de reaquecimento é preferivelmente 1300°C ou menos.

Se a temperatura de acabamento da laminação a quente for muito alta quando a placa for laminada a quente, a quantidade de carepa formada aumenta, e a qualidade da superfície e a resistência à corrosão do produto são influenciadas adversamente. Em adição, há casos em que o tamanho de grão de austenite embrutece de modo a diminuir a fração dos gases ferrita e degradar a ductilidade. Além disso, uma vez que o tamanho de grão de austenita embrutece, os tamanhos de grão de ferrita e de perlita também embrutecem. Portanto, a temperature de acabamento da laminação a quente é preferivelmente 1000°C ou menos, e mais preferivelmente 970°C ou menos. Em adição, para evitar a formação de ferrite deformada e manter formas favoráveis de chapa de aço, a laminação a quente precisa ser executada a uma temperature na qual a mícroestrutura de uma fase única austenita pode ser mantida, isto é, uma temperatura de acabamento de 820°C ou maior. Além disso, para evitar confiavelmente a laminação em uma região de duas fases na qual a ferrita é formada na austenita, a laminação a quente é preferivelmente executada a uma temperatura de acabamento de 850°C ou mais.

Nesse momento, para refinar a austenite retida na chapa de aço finalmente obtida, é eficaz refinar a mícroestrutura (tamanho de grão de austenita) na chapa de aço durante durante a laminação a quente. Portanto, o total da redução na espessura das duas últimas etapas na laminação a

31/57 quente é preferivelmente 15% ou mais. Como tal, em um caso em que o total da redução da espessura das duas últimas etapas é 15% ou mais, a microestrutura (por exemplo, ferrita ou perlita) da chapa de aço laminada a quente pode ser suficientemente refinada, e a microestrutura da chapa de aço se torna uniforme de forma que o alongamento em uma faixa de temperaturas de 100°C a 250°C pode aumentar. Em um caso em que a austenita retida precisa ser também refinada, o total da redução na espessura das duas últimas etapas (os dois últimos passes) é mais preferivelmente 20% ou mais. Em adição, para manter formas favoráveis da chapa de aço, e reduzir as cargas nos cilindros de laminação, o total de redução na espessura das duas últimas etapas (os dois últimos passes) pode ser 60% ou menos.

Na modalidade, uma perlita fina é garantida na chapa de aço laminada a quente pelo controle da temperatura de bobinamento e da taxa de resfriamento (taxa de resfriamento após a laminação a quente) antes e após o bobinamento. Isto é, conforme mostrado nas equações (8) a (11) a seguir, uma primeira taxa media de resfriamento CR1(°C/s) de 750°C a 650°C é 15°C/s a 100°C/s, uma segunda taxa ,édia de resfriamento CR2(°C/s) de 650°C até a tmeperatura de bobinamento CT(°C) é 50 °C/s ou menos, uma terceira taxa média de resfriamento CR3(°C/s) desde após o bobinamento até 150°C é 1°C/s ou menos, a temperatura de bobinamento CT(°C) e a primeira taxa média de resfriamento CR1(°C/s) satisfazem a equação (11) a seguir.

15<CR1 -(8) CR2 < 50 -(9) CR3< 1 -(10) 1500 <CR1 x (650- CT) < 15000 -(11)

Aqui, em um caso em que a primeira taxa média de resfriamento CR1 é menor que 15°C/s, a perlita bruta aumenta, e a cementita bruta permanece na chapa de aço laminada a frio. Em um caso em que é necessário também refinar a perlita e também acelerar a dissolução da cementita durante o recozimento, a primeira taxa media de resfriamento CR1 é preferivelmente 30°C/s. Entretanto, em um caso em que a primeira taxa média de res

32/57 friamento CR1 excede 100°C/s, é difícil controlar as taxas de resfriamento subsequentes. Como tal, é necessário manter a taxa de resfriamento (a primeira taxa média de resfriamento) CR1) na zona de resfriamento frontal em um alto nível durante o resfriamento após a laminação a quente. Na zona de resfriamento frontal, a chapa de aço laminada a quente é resfriada até uma temperature entre a temperatura de acabamento e a temperatura de bobinamento, de modo que a microestrutura da chapa de aço se torne suficientemente uniforme. Em, adição, em um caso em que a segunda taxa media de resfriamento CR2 excede 50°C/s, a transformação não ocorre facilmente, e portanto a bainita e a perlita fina não são facilmente formadas na chapa de aço laminada a quente. Similarmente, também em um caso em que a terceira taxa média de resfriamento CR3 excede 1°C/s, a transformação não ocorre facilmente, e portanto bainita e perlita fina não são facilmente formadas na chapa de aço laminada a quente. Em tais casos, é difícil garantir a quantidade necessária de austenite na chapa de aço laminada a frio. Em adição, os limites inferiores da segunda taxa média de resfriamento CR2 e da terceira taxa media de resfriamento CR3 não são particularmente limitados, mas são preferivelmente 0,001 °C/s ou mais, mais preferivelmente 0,002°C/s ou mais, ainda mais preferivelmente 0,003°C/s ou mais, e mais preferivelmente ainda 0,004°C/s do ponto de vista da produtividade. Adicionalmente, em um caso em que CR1 x (650 - CT) na equação (11) é menor que 1500, a area média de perlita na chapa de aço laminada a quente aumenta, e a cementita bruta permanece na chapa de aço laminada a frio. Em um caso em que CR1 χ (650 - CT) excede 15000, a perlita não é facilmente formada na chapa de aço laminada a quente, e portanto é difícil garantir a quantidade necessária de austenita na chapa de aço laminada a frio.

Como tal, é necessário manter a taxa de resfriamento (a primeira taxa media de resfriamento CR1) na zona de resfriamento frontal a um alto nível durante o resfriamento após a laminação a quente. Na zona de resfriamento frontal, a chapa de aço laminada a quente é resfriada até uma temperatura entre a temperature de acabamento e a temperatura de bobinamento de forma que a microestrutura da chapa de aço se torne suficientemente

33/57 uniforme.

Além disso, a temperatura de bobinamento CT após o resfriamento na zona mediana de resfriamento (resfriamento à segunda taxa média de resfriamento CR2) é importante. Para refinar a microestrutura da chapa de aço laminada a frio, é necessário ajustar a temperatura de bobinamento CT em uma faixa de 350°C a 600°C enquanto satisfaz a equação (11) acima. Isto é, a temperature de bobinamento CT pode ser determinada na faixa conforme mostrada na figura 7 conforme a primeira taxa de resfriamento CR1. Enquanto isso, a temperatura de bobinamento é a temperature media da chapa de aço durante o resfriamento.

Aqui, quando a temperature de bobinamento CT se torna menor que 350°C, a microestrutura da chapa de aço laminada a quente inclui principalmente martensita, e a carga de laminação a frio aumenta. Por outro lado, quando a temperatura de bobinamento excede 600°C, a perlita bruta aumenta, o tamanho médio de grão de ferrite na chapa de aço laminada a frio aumenta, e o saldo entre resistência e expansão do furo se torna baixo.

Para também diminuir a carga de laminação a frio, a temperatura de bobinamento CT é preferivelmente 360°C ou maior, mais preferivelmente 370°C ou maior, e mais preferivelmente 380°C ou maior. Em adição, em um caso em que a microestrutura da chapa de aço laminada a frio precisa ser também refinada, a temperature de bobinamento CT é preferivelmente 580°C ou menos, mais preferivelmente 570°C ou menos, e mais preferivelmente 560°C ou menos.

Conforme descrito acima, na modalidade, a chapa de aço laminada a quente é resfriada à primeira taxa media de resfriamento CR1 a partir de 750°C a 650°C, resfriado à segunda taxa média de resfriamento CR2 de 650°C até a temperatura de bobinamento CT, bobinada à temperatura de bobinamento CT, e resfriada à terceira taxa média de resfriamento CR3 desde o final da do bobinamento até 150°C.

Durante a laminação a frio, uma redução a espessura de 30% ou mais é necessária para refinar a microestrutura após o recozimento. Por outro lado, quando a redução na espessura da laminação a frio exceed 85%, a

34/57 carga da laminação a frio aumenta devido ao encruamento e a produtividade é prejudicada. Portanto, a redução da espessura da laminação a frio está em uma faixa de 30% a 85%. Enquanto isso, em um caso em que a microestrutura precisa ser também refinada, a redução na espessura é preferivelmente 35% ou mais, mais preferivelmente 40% ou mais, ainda mais preferivelmente 45% ou mais, e mais preferivelmente ainda 45% ou mais. Em, um caso em que é necessário também diminuir a carga da laminação a frio ou otimizar a textura, a redução na espessura é preferivelmente 75% ou menos, mais preferivelmente 65% ou menos, e mais preferivelmente ainda 60% ou menos.

Após a laminação a frio, a chapa de aço é recozida. Na modalidade, para controlar a microestrutura da chapa de aço, a temperatura de aquecimento da chapa de aço durante o recozimento e as condições de resfriamento da chapa de aço após o recozimento são extremamente importantes.

Quando a chapa de aço é aquecida durante o resfriamento, a microestrutura deformada formada devido à laminação a frio é recristalizada, e os formadores de austenite, tais como C, são concentrados na austenite. Na modalidade, a temperatura de aquecimento durante o recozimento é ajustada até uma temperatura na qual a ferrita e a austenita coexistem (ponto A_Ci ao ponto Acs).

Quando a temperatura de aquecimento durante o recozimento é menor que 750°C, a microestrutura não é suficientemente recristalizada, e uma ductilidade suficiente não pode ser obtida. Para melhorar mais confiavelmente a ductilidade através da recristaçização, a temperatura de aquecimento durante o recozimento é preferivelmente 755°C ou mais, mais preferivelmente 760°C ou mais, e mais preferivelmente ainda 765°C ou mais. Por outro lado, quando a temperatura de aquecimento durante o recozimento exceed 900°C, a austenita aumenta, e os formadores de austenite, tais como C, não se concentram suficientemente. Para evitar transformação inversa excessiva e concentrar mais efetivamente os formadores de austenita, a temperatura de aquecimento durante o recozimento é preferivelmente 890°C ou menos, mais preferivelmente 880°C ou menos, e mais preferivelmente

35/57

870°C ou menos. Como resultado, a estabilidade da austenita é prejudicada, e torna-se difícil garantir a austenita retida após o resfriamento. Portanto, a temperatura de aquecimento durante o recozimento é 750°C a 900°C.

O tempo (tempo de aquecimento) durante o qual a chapa de aço aquecida até uma temperatura de recozimento de 750°C a 900°C é mantido em uma faixa de temperaturas de 750°C a 900°C precisa satisfazer a equação (4) acima para dissolver suficientemente a cementita de modo a garantir a quantidade de C na austenita. Enquanto isso, na equação (4), T (°C) se refere à temperatura de aquecimento durante o recozimento, e t (s) se refere ao tempo de aquecimento durante o recozimento. Aqui, a temperatura média de aquecimento T (°C) durante o recozimento é a temperatura media da chapa de aço enquanto a chapa de aço é aquecida e mantida em uma faixa de temperaturas de 750°C a 900°C. Em adição, o tempo de aquecimento t(s) durante o recozimento é o tempo durante o qual a chapa de aço é aquecida e mantida em uma faixa de temperaturas de 750°C a 900°C.

Isto é, durante o recozimento, o parâmetro de recozimento P precisa ser mais que 110 a menos que 2200. Conforme descrito acima, o parâmetro de recozimento P é preferivelmente mais de 130, mais preferivelmente mais de 140, e mais preferivelmente ainda mais de 150. Em adição, o parâmetro de recozimento P é preferivelmente menos de 2100, mais preferivelmente menos de 2000, e mais preferivelmente menos de 1900.

Enquanto isso, em um caso em que é necessário garantir alto alongamento uniforme me qualquer direção na superfície da chapa sem provocar anisotropia no plano, é desejável controlar o aquecimento durante o recozimento em adição à temperatura de bobinamento CT, a redução na espessura da laminação a frio, e as condições de recozimento. Isto é, a taxa média de aquecimento é preferivelmente controlada para se tornar 0,1°C/s a 7°C/s em juma faixa de 600°C a 680°C no aquecimento durante o recozimento. A recristalização é significativamente acelerada pela diminuição da taxa de aquecimento na faixa de temperatura e aumentar o tempo de retenção. Como resultado, a textura da austenita retida melhora. Entretanto, em um equipamento comum, é extremamente difícil controlar a taxa de aquecí

36/57 mento para ser extremamente lento, e efeitos especiais não podem ser esperados. Portanto, do ponto de vista de produtividade, a taxa média de aquecimento é mais preferivelmente 0,3% °C/s ou mais. Quando a taxa média de aquecimento é grande, a anisotropia é passível de ser provocada na textura da austenita retida enquanto a recristalização da ferrita não é suficientemente completada. Portanto, a taxa média de aquecimento é mais preferivelmente 5°C/a ou menos, ainda mais preferivelmente 3°C/s. e mais preferivelmente ainda 2,5°C/s ou menos.

A chapa de aço que é recozida a uma temperatura de recozimento de 750°C a 900°C é resfriado até uma faixa de temperatura de 300°C a 500C a uma taxa média de resfriamento de 3°C/s a 200°C/s. Quando a taxa média de resfriamento é menor que 3°C/s, a perlita é formada na chapa de aço laminada a frio. Por outro lado, quando a taxa média de resfriamento excede 200C/s, torna-se difícil controlar a temperatura de parada do resfriamento. Para resfriar a microestrutura e seguir efetivamente com a transformação de bainita, a taxa média de resfriamento é preferivelmente 4C/s ou mais, mais preferivelmente 5°C/s ou mais, e mais preferivelmente ainda 7°C/s ou mais. Em adição, para controlar mais adequadamente a temperatura de parada de resfriamento de modo a evitar mais confiavelmente a precipitação de cementita, a taxa média de resfriamento é preferivelmente 100°C/s ou menos, mais preferivelmente 80°C/s ou menos, e ainda mais preferivelmente 60°C/s ou menos.

O resfriamento da chapa de aço é interrompido, e a chapa de aço é mantida em uma faixa de temperatura de 300C a 500C por 15 segundos a 1200 segundos, e então adicionalmente resfriada. A manutenção da chapa de aço em uma faixa de temperaturas de 300°C a 500°C forma bainita, evita a precipitação de cementita, e suprime a diminuição na quantidade de C soluto na austenita retida. Quando a transformação de bainita é acelerada conforme descrito acima, a razão de área da austenita retida pode ser garantida

Quando a temperatura de manutenção excede 500°C, a perlita é formada. Por outro lado, quando a temperatura de manutenção é menor que

37/57

300°C, há casos em que a transformação da martensita ocorre, e a transformação da bainita não acontece suficientemente. Em adição, quando o tempo de manutenção é menor que 14 segundos, a transformação da bainita não acontece suficientemente, e se torna difícil garantir a austenita retida. Por outro lado, quando o tempo de manutenção excede 1200 segundos, a produtividade degrada, a cementita é precipitada, e a ductilidade degrada.

Para provocar a transformação de bainita mais adequada, a temperatura de manutenção é preferivelmente 330°C ou mais, mais preferivelmente 350°C ou mais, e mais preferivelmente 370°C ou mais. Para provocar uma transformação da bainita mais adequada, a temperatura de manutenção é preferivelmente 330°C ou mais, mais preferivelmente 350°C ou mais, e mais preferivelmente 370C ou mais. Em adição, para evitar mais confiavelmente a formação de perlita, a temperatura de manutenção é preferivelmente 480°C ou menos, mais preferivelmente 460°C ou menos, e mais preferivelmente ainda 440C ou menos.

Similarmente, para provocar a transformação de bainita mais adequada, o tempo de manutenção é preferivelmente 30 segundos ou mais, mais preferivelmente 40 segundos ou mais, e mais preferivelmente ainda 60 segundos ou mais. Em adição, para evita a precipitação de cementita tanto quanto possível, o tempo de manutenção é preferivelmente 1000 segundos ou menos, mais preferivelmente 900 segundos ou menos, e mais preferivelmente ainda 800 segundos ou menos.

O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência da modalidade pode ser também aplicado a uma chapa de aço revestida. Por exemplo, em um caso em que o método é aplicado a uma chapa de aço galvanizada, a chapa de aço que foi mantida a 300°C a 500°C é mergulhada em um banho de galvanização por imersão a quente. A temperatura do banho de galvanização por imersão a quente é frequentemente 450°C a 475°C do ponto de vista de produtividade. Em adição, por exemplo, em um caso em que o método é aplicado a uma chapa de aço galvannealed, é também possível recozer a chapa de aço que tenha sido mergulhada em um banho de galvanização por imersão a quente para ligação. Entretanto,

38/57 em um caso em que a temperatura de ligação não é adequada, há casos em que a resistência à corrosão degrada devido à ligação insuficiente ou à ligação excessiva. Portanto, para executar uma ligação adequada enquanto mantém a microestrutura do aço base, a ligação de um revestimento é preferivelmente executada em uma faixa de 400°C a 600°C. Para executar mais suficientemente a ligação, a temperatura de ligação é mais preferivelmente 480°C ou mais, ainda mais preferivelmente 500°C ou mais, e mais preferivelmente ainda 520°C ou mais. Em adição, para garantir a adesão do revestimento enquanto mantém mais confiavelmente a microestrutura do aço base, a temperatura de ligação é preferivelmente 580°C ou menos, mais preferivelmente 570°C ou menos, e ainda mais preferivelmente 560°C ou menos.

Exemplos

A presente invenção será descrita com base em exemplos, mas as condições nos exemplos são simplesmente um exemplo das condições empregadas para confirmar a viabilidade e os efeitos a presente invenção, e a presente invenção não é limitada ao exemplo das condições. A presente invenção pode empregar uma variedade de condições dentro do escopo do propósito a presente invenção desde que o objetivo da presente invenção possa ser alcançado.

Os aços A a V (os componentes químicos dos Exemplos) e os aços a a g (os componentes químicos dos Exemplos Comparativos) tendo as composições químicas mostradas na Tabela 1 foram fundidos e preparados, as chapas de aço obtidas após o resfriamento e a solidificação foram reaquecidas até 1200C, e processadas sob as condições mostradas nas Tabelas 2 a 5 (laminação a quente, laminação a frio, recozimento e similares), produzindo assim chapas de aço A1a V1 e a1 a g1. Uma laminação de skinpass a 0.5% foi executada em cada uma das chapas de aço recozidas com o propósito de suprimir o alongamento do limite de escoamento.

Tabea 1

Aço

C

Si

Mn

P

S

N

Al

Cr

Mo

Ni

W

V

Cu

outros

% em massa

A

0,16

2,3

2,7

0,006

0,002

0,04

0,5

39/57

B	0,18	1,2	1,7	0,007	0,003	0,002	0,03					Ca:0,003
C	0,11	1,2	1,5	0,006	0,001	0,002	0,034					REMO,005
D	0,22	1,2	2,2	0,007	0,002	0,003	0,05
E	0,19	1,3	1,8	0,007	0,003	0,002	0,04
F	0,3	1,3	1,9	0,006	0,001	0,002	0,05
G	0,12	1,3	1,6	0,008	0,001	0,002	0,05
H	0,18	1,8	2,5	0,007	0,003	0,003	0,04
1	0,22	1,8	2,5	0,007	0,003	0,003	0,03
J	0,38	1,5	2,1	0,006	0,002	0,002	0,04			0,6	0,2
K	0,25	1,5	2,9	0,008	0,003	0,005	0,01					Nb:0,05,Mg :0,004
L	0,15	0,06	1,5	0,006	0,002	0,003	0,6		0,12
M	0,18	0,1	2,5	0,007	0,003	0,002	0,1					Ca:0,003
N	0,2	0,4	2,4	0,006	0,001	0,003	0,03					REMO,005
0	0,22	0,5	2	0,007	0,002	0,002	2,3					B:0,005
P	0,22	0,15	1,3	0,007	0,003	0,002	1		0,145			Ti :0,02,Nb:0,02
Q	0,25	0,5	1,9	0,006	0,002	0,002	0,9		0,14
R	0,3	0,4	1,2	0,008	0,003	0,002	0,03					Ti:0,07
S	0,3	0,07	1,6	0,006	0,001	0,003	1,4		0,25
T	0,25	0,5	1,7	0,007	0,001	0,004	1,4		0,15
u	0,22	0,09	0,7	0,006	0,002	0,002	1,1	0,3	0,1		0,2
V	0,22	0,1	1,4	0,04	0,018	0,003	1,1		0,2			Zr:0,005
a	0,42	1,55	2	0,006	0,001	0,002	0,03
b	0,05	1,2	2	0,007	0,001	0,003	0,035
c	0,22	1,2	1,25	0,06	0,04	0,003	0,04		0,2
d	0,25	3	1	0,006	0,001	0,0025	0,04		0,22
e	0,25	1,15	6	0,007	0,001	0,004	0,035
f	0,3	0,001	1,4	0,008	0,001	0,004	0,001
g	0,3	0,09	1,2	0,008	0,003	0,002	3		0*4

As células sublinhadas não satisfazem as condições de acordo com a presente invenção.

40/57

Tabela 2

Chapa de aço	Aço	Laminação a quente	Resfriamento e bobinamento	s
Redução na espessura das duas últimas etapas	Temperatura de acabamento	CR1	CR2	CT	CR1x(650 -CT)	CR3
%	°C	°C/s	°C/s	°c	°c7s	°C/s	pm
A1	A	18	881	60	29	550	6000	0,01	15
A2	A	20	885	40	33	550	4000	0,008	17
A3	A	10	885	50	31	550	5000	0,008	29
B1	B	20	890	60	28	550	6000	0,008	12
B2	B	20	890	60	32	540	6600	0,008	11
B3	B	22	895	50	30	480	8500	0,006	5
C1	C	19	894	40	34	550	4000	0,01	19
C2	C	18	897	50	40	580	3500	0,006	20
D1	D	16	888	40	36	540	4400	0,01	22
D2	D	16	880	60	33	480	10200	0,006	11
D3	D	20	888	60	36	530	7200	0,009	10
E1	E	22	887	40	32	550	4000	0,008	14
E2	E	19	890	60	40	550	6000	0,01	14
F1	F	18	880	40	29	550	4000	0,01	20
F2	F	15	895	50	25	550	5000	0,01	22
F3	F	20	885	60	39	450	12000	0,009	2
F4	F	22	880	60	29	420	13800	0,008	11
G1	G	19	901	50	33	550	5000	0,008	16
G2	G	18	900	40	36	520	5200	0,008	17
H1	H	22	910	50	27	480	8500	0,01	5
H2	H	19	900	30	33	520	3900	0,007	19
H3	H	18	900	60	35	520	7800	0,006	12
H4	H	22	890	10	27	550	1000	0,007	29
11	I	19	912	60	36	550	6000	0,008	14
I2	I	18	890	40	32	520	5200	0,006	17

41/57

J1	J	16	860	50	40	480	8500	0,007	14
J2	J	16	892	40	31	650	0	0,007	30
K1	K	20	845	60	40	540	6600	0,008	11

Tabela 3

Chapa de aço	Aço	Laminação a quente	Resfriamento e bobinamento	s
Redução na espessura das duas últimas etapas	Temperatura de acabamento	CR1	CR2	CT	CR1x(650- CT)	CR3
%	°C	°C/s	°C/s	°C	°C²/s	°C/s	pm²
L1	L	22	891	50	40	550	5000	0,008	11
L2	L	19	900	40	29	560	3600	0,01	19
M1	M	18	836	50	27	560	4500	0,008	18
M2	M	16	860	30	36	700	-1500	0,008	36
N1	N	16	849	60	27	550	6000	0,009	18
N2	N	20	840	60	40	550	6000	0,006	12
O1	O	22	935	40	32	580	2800	0,007	16
02	O	22	910	50	40	540	5500	0,006	11
P1	P	19	906	60	32	480	10200	0,007	7
P2	P	18	900	60	30	550	6000	0,009	15
Q1	Q	16	878	50	32	580	3500	0,008	23
Q2	Q	16	885	40	25	540	4400	0,009	22
R1	R	20	864	50	39	480	8500	0,009	8
R2	R	22	875	10	32	550	1000	0,007	29
S1	S	18	888	40	36	550	4000	0,009	20
S2	S	22	895	50	32	550	5000	0,009	11
T1	T	19	908	60	31	580	4200	0,01	16
T2	T	18	895	60	26	540	6600	0,008	14
U1	u	16	918	50	34	480	8500	0,008	14

42/57

V1	V	16	903	40	28	530	4800	0,007	21
a1	a	18	858	50	28	550	5000	0,008	17
b1	b	18	901	50	26	550	5000	0,007	17
c1	ç	18	905	50	32	550	5000	0,006	17
d1	d	18	901	50	33	550	5000	0,01	17
e1	e	18	879	50	37	550	5000	0,01	17
f1	f	18	890	50	31	550	5000	0,008	17
gi	J	18	893	50	36	550	5000	0,009	17

Tabela 4

Chapa	Lamina-	Aquecimento e recozimento	resfriamento e manutenção	P	Ligação
de aço	çãoafrio
	redução	Taxa de	Temperatu-	Tempo de	Taxa	Tempe-	Tem-		Tempera-
	na es-	aqueci-	ra de reco-	recozimento	de	ratura	po de		tura de
	pessura	mento	zimento		resfri-	de	manu-		ligação
					amen-	manu-	tenção
					to	tenção
	%	°C/s	°C	s	°C/s	°C	s		°C
									sem
A1	50	0,5	800	86	40	400	400	167	revesti-
									mento
									sem
A2	45	0,5	780	90	150	400	300	154	revesti-
									mento
									sem
A3	45	2,2	780	30	150	400	100	70	revesti-
									mento
B1	60	1,9	840	85	40	400	300	218	440
B2	50	1,6	850	90	4	450	40	236	440
B3	45	2	980	70	40	380	40	474	410
C1	55	0,6	800	60	40	425	300	133	460

43/57

02	60	1,2	850	90	4	450	40	145	460
D1	50	1,6	775	90	50	400	300	119	sem revestimento
D2	45	2,4	820	80	100	425	300	217	sem revestimento
D3	50	2,2	660	80	100	380	300	189	sem revestimento
E1	45	2	800	90	40	425	300	187	sem revestimento
E2	55	1,8	800	80	100	425	300	194	sem revestimento
F1	60	1,7	775	85	50	400	200	134	sem revestimento
F2	55	1,8	840	70	100	425	300	117	sem revestimento
F3	60	30	820	70	100	220	300	598	sem revestimento
F4	50	0,5	800	65	100	550	300	198	sem revestimento
G1	45	1,4	800	90	40	425	300	172	sem revestimento

44/57

G2	50	1,4	800	80	100	400	300	146	sem revestimento
H1	45	2,3	775	90	50	400	150	357	sem revestimento
H2	55	2	840	90	100	425	200	144	sem revestimento
H3	90	1,8	820	80	120	400	1400	200	sem revestimento
H4	55	0,6	800	80	120	425	200	94	sem revestimento
11	60	1,7	775	90	50	400	300	186	sem revestimento
I2	70	1,9	780	80	100	380	200	147	sem revestimento
J1	45	2,2	800	80	40	380	300	173	sem revestimento
J2	50	2,2	800	90	40	425	300	95	sem revestimento
K1	45	1	780	90	40	400	400	230	sem revestimento

As células sublinhadas não satisfazem as condições da presente invenção.

45/57

Tabela 5

Chapa de aço	Laminação a frio	Aquecimento e recozimento	resfriamento e manutenção	P	Ligação
	redução	Taxa	Tempe-	Tempo	Taxa	Tempe-	Tempo		Tempe-
	na es-	de	ratura de	de	de	ratura de	de		ratura de
	pessura	aque-	recozi-	recozi-	resfri-	manu-	manu-		ligação
		cimento	mento	mento	amento	tenção	tenção
	%	°C/s	°C	s	°C/s	°C	s		°C
L1	55	2,1	850	90	4	440	40	202	470
L2	60	1,2	775	90	40	440	400	156	470
M1	50	0,8	800	90	4	425	40	171	500
M2	45	1,8	800	90	40	380	300	87	500
N1	50	0,7	840	90	4	425	40	182	500
N2	45	1,1	820	90	40	450	300	265	500
01	55	2,2	800	90	4	400	40	190	500
02	50	0,7	800	90	40	425	300	296	500
P1	45	1,1	800	90	4	430	40	450	520
P2	50	2	800	90	40	430	400	207	520
Q1	45	1,8	800	90	4	425	40	137	520
02	55	1	775	90	50	430	350	136	520
R1	60	1,6	800	90	4	400	40	401	500
R2	50	1,8	820	90	40	425	300	109	500
S1	45	0,7	840	90	4	380	40	163	500
S2	50	1,2	840	90	40	380	300	287	500
T1	45	0,7	780	90	4	425	40	191	520
T2	55	1,3	775	90	40	440	350	213	520
U1	60	1,9	780	90	4	425	40	221	520
V1	55	0,8	830	90	4	380	40	152	520
									sem
a1	50	1,5	800	90	40	400	300	179	revesti-
									mento

46/57

b1	50	1	800	90	40	400	300	179	sem revestimento
c1	50	1,7	800	90	4	400	300	179	500
d1	50	1,1	800	90	40	400	300	179	500
e1	50	0,6	800	90	4	400	40	179	sem revestimento
f1	50	1,4	800	90	40	400	300	179	sem revestimento
gi	50	1,1	800	90	40	400	300	179	500

As células sublinhadas não satisfazem as condições da presente invenção.

As chapas de aço produzidas da maneira acima foram avaliadas como a seguir. Um corpo de prova da JIS n° 5 em uma direção C (uma direção perpendicular à direção de laminação) foi preparado, um teste de tração foi executado a 25°C, e a resistência à tração TS, o alongamento total tEL e o alongamento uniforme uEL foram avaliados. Similarmente, um corpo de prova da JIS n° 5 na direção C foi imerso em um banho de óleo de 150C, um teste de tração foi executado, e o alongamento (alongamento total) a 15C tELiõo foi avaliado. Aqui, o alongamento a 150°C foi avaliado como um alongamento em uma faixa morna. Além disso, em relação a cada uma das chapas de aço finas, um índice característico E obtido a partir a partir da equação (12) a seguir foi computado a partir a resistência à tração TS e do alongamento a 150°C tELiôoE = tEL-iso + 0.027TS - 56,5 - (12)

Enquanto isso, a equação (12) será descrita abaixo.

Além disso, a expansão do furo λ foi avaliada através dos testes de expansão de furo.

Em adição, uma seção transversal da chapa de aço na direção de laminação ou uma seção transversal perpendicular à direção de lamina47/57 ção foi observada usando-se um microscópio ótico a uma amplificação de 500 vezes a 1000 vezes, e a imagem obtida foi avaliada usando-se um analisador de imagens. A área média S de perlita na chapa de aço laminada a quente e a microestrutura na chapa de aço laminada a frio (a razão de área e o tamanho médio de grão da ferrita, a razão de área da bainita, o tamanho médio de grão de austenita retida, a razão de área de martensita, e a razão de área de martensita temperada) foram quantificadas.

Enquanto isso, em um caso em que ferrita, bainita, perlita, e austenita retida foram avaliados, a seção transversal do espécime de medição foi causticada usando-se um reagente Nital. Em um caso em que a martensita foi avaliada, a seção transversal do espécime de medição foi causticada usando-se um reagente La Pera. Em um caso em que a cementita foi avaliada, a seção transversal do espécime de medição foi causticada usando-se um agente picral.

Aqui, os tamanhos médios de grão de ferrita e a austenita retida são avaliados, por exemplo, pela observação arbitrária de áreas na seção transversal da chapa de aço usando-se um microscópio ótico, medindo-se o número de grãos (grãos de ferrita ou grãos de austenita) em uma faixa de 1000 μιΐΊ² ou mais, e obtendo-se o diâmetro médio equivalente do círculo.

Em adição, para obter o tamanho médio de grão, a razão de aspecto, e o número por unidade de área das partículas de cementita na chapa de aço laminada a frio uma amostra réplica foi preparada, e foi obtida uma imagem usando-se um microscópio de emissão e transmissão (TEM). A área de 20 a 50 partículas de cementita na imagem foi obtida, convertida até uma área de uma partícula de cementita, e o tamanho médio de partícula de cementita foi avaliado usando-se um diâmetro médio de círculo equivalente. Além disso, o comprimento do eixo curto e o comprimento do eixo longo da cementita foram medidos de modo a se obter uma razão de aspecto, e a razão de esferoidização acima foi computada. Similarmente, o número de partículas de cementita tendo uma razão de aspecto de 1 a 3 foi dividida pela área de avaliação, computando assim o número de partículas de cementita por unidade de área (densidade). Enquanto isso, para observação da ce

48/57 mentita, por exemplo, um microscópio ótico e um microscópio de varredura eletrônica (SEM) pode ser adequadamente usado dependendo da distribuição do tamanho de partícula da cementita.

Conforme mostrado abaixo, a razão de área de austenita retida foi obtida pela difratometria de raios X descrita na Pedido de Patente Japonês Não Examinado, Primeira Publicação n° 2004-269947.

Uma superfície a uma profundidade de 7/16 da espessura da chapa a partir da superfície da chapa base (a superfície da chapa de aço ou a interface entre o revestimento e a chapa de aço) foi polida quimicamente, e então a intensidade da difração Ia (200) em (200) de ferrita, a intensidade da difração Ia (211) em (211) de ferrita, a intensidade de difração Ιγ (220) em (220) de austenita, e a intensidade de difração Ιγ (311) em (311) de austenita foram medidas através da difração de raios X usando-se um tubo Mo (ΜοΚα). A razão de área Vy (%) de austenita retida foi obtida a partir da intensidade de difração (intensidade integrada) usando a equação (13) a seguir.

Vy = 0,25 x {ly (220) / (1,35 x la (200) + ly (220)) + ly (220) / (0,69 x la (211) + ly (220)) + ly (311) / (1,5 x la (200) + ly (311)) + ly (311) / (0,69 x la (211) + ly(311))}-(13)

Em adição, para fases austenita retida na porção de meiaespessura da capa de aço, cada valor médio das razões de intensidade aleatória de uma orientação {100} <001 >, da orientação {110} <111 >, da orientação {110} <001>, e do grupo de orientação {110} <111 > a {110} <011> foi medido da seguinte maneira. Inicialmente a chapa de aço foi polida mecanicamente, polida com disco de couro, e então, além disso, polida eletroliticamente de modo a remover tensões, e a difração de raios X foi executada usando-se um espécime que foi ajustado de modo que a porção a meiaespessura se tornou a superfície de medição. Enquanto isso, a difração de raios X de um espécime padrão não tendo acumulação em uma orientação específica foi também executada sob as mesmas condições do espécime de medição. A seguir, as funções de distribuição de orientação (ODF) foram obtidas por um método de expansão em série com base nas figures pole de

49/57 {200}, {311}, e {220} das fases austenita que foram obtidas através da difração de raios X. Cada valor médio das razões de intensidade aleatória da orientação {100} <001>, da orientação {110} <112>, a orientação {110} <001 >, e do grupo de orientações {110} <112> a {110} <001 > foi obtido a 5 partir da ODF. 2X + Y na equação (7) acima e {110} <111> / {110} <001 >

foram computados a partir dos valores médios das razões de intensidade aleatória.

Os resultados estão mostrados as Tabelas 6 a 9. Nas Tabelas 6 a 9, ferrita, austenita retida, bainita, martensita, martensita temperada, ce10 mentita são abreviadas por F, γ, B, Μ, M’, e Θ, respectivamente.

Tabela 6

	razão de	razão de	razão de	razão de	razão de área	razão de	tamanho	tamanho	tamanho de	razão esfe-	densidade
Chapa de aço	área de F + B	área dey	área deM	área deF	de B+M	área deP	de grão deF	de grão dey	partícula deO	roidizada	deO
	%	%	%	%	%	%	pm	pm	pm	%	partículas/pm
A1	60	17	9	50	10	0	5,8	2,4	0,3	73,9	0,051
A2	60	17	8	40	20	0	4,8	2,5	0,3	79,3	0,045
A3	55	18	10	38	17	0	15,2	8,0	12	20,0	0,170
B1	62	11	3	40	22	0	3,9	2,5	0,2	79,3	0,050
B2	62	11	6	30	32	3	5,0	3,5	0,2	57,7	0,057
B3	25	1	23	0	54	0	6,5	4,1	0,1	iq	0,200
C1	67	10	4	40	27	0	2,9	2,4	0,3	84,2	0,031
C2	66	10	2	17	49	2	5,0	3,5	0,3	57,7	0,033
D1	53	14	11	40	13	0	3,8	2,5	0,4	79,3	0,042
D2	53	14	5	35	18	0	5,4	2,4	0,3	84,2	0,050
D3	100	0	0	100	25	0	8,3		1,0	90,0	0,700
E1	60	12	3	40	20	0	4,1	2,4	0,3	84,2	0,058
E2	61	12	3	40	21	0	7,4	2,4	0,3	842	0,058
F1	65	19	5	55	10	0	7,2	2,7	0,5	73,6	0,052
F2	54	18	5	27	27	0	6,8	2,4	0,5	84,2	0,049

50/57

F3	54	1	5	40	34	9,4	3,1	0,1	64,4	0,057
F4	74	5	5	40	34	2,9	1,8	1,4	70,0	0,018
G1	67	10	2	43	24	3,6	2,4	0,2	84,2	0,043
G2	67	10	2	55	12	6,4	2,5	0,3	79,3	0,040
H1	58	16	7	30	28	8,3	2,9	0,1	69,6	0,040
H2	58	16	7	20	38	4,4	2,6	0,3	78,2	0,045
H3	77	0	7	37	40	3,1	2,0	12	87,1	0,013
H4	48	15	7	30	18	4,5	2,6	U	78,2	0,014
11	50	16	8	37	13	6,3	2,5	0,3	79,3	0,030
I2	52	16	7	38	14	7,2	2,9	0,4	70,0	0,051
J1	46	19	8	35	11	6,9	2,7	0,8	75,3	0,038
J2	47	21	7	33	14	3,0	2,4	2,0	84,2	0,200
K1	39	24	10	29	10	9,2	2,4	0,3	73,9	0,050

As células sublinhadas não satisfazem as condições da presente invenção.

Tabela 7

	razão de	razão de	razão de	razão de	razão de área	razão de	tamanho	tamanho	tamanho de	razão esfe-	densidade
Chapa de aço	área de F + B	área dey	área deM	área deF	de B+M'	área deP	de grão deF	de grão dey	partícula deO	roidizada	deO
	%	%	%	%	%	%	pm	pm	pm	%	partí culas/pm
L1	68	10	4	28	40	1	5,4	3,5	0,2	56,4	0,052
L2	68	10	2	55	13	0	3,4	2,2	0,3	81,2	0,037
M1	53	14	10	40	13	3	9,4	3,7	0,3	54,5	0,047
M2	51	15	6	40	11	0	5,3	2,7	12	75,3	0,170
N1	51	15	12	23	28	3	5,2	3,7	0,3	54,5	0,052
N2	48	15	7	34	14	0	4,7	2,2	0,2	89,2	0,067
01	56	13	9	40	16	2	7,0	3,9	0,4	51,3	0,051
02	56	13	5	40	16	0	3,0	2,4	0,3	84,2	0,067
P1	63	11	5	46	17	1	11,0	3,6	0,2	55,1	0,094
P2	62	12	3	30	32	0	7,1	2,2	0,3	79,4	0,056

51/57

Q1	53	14	11	40	13	2	5,8	3,7	0,5	54,5	0,044
02	54	14	5	39	15	0	4,2	2,3	0,5	87,5	0,043
R1	57	17	9	37	20	2	4,0	3,9	0,3	51,3	0,040
R2	57	17	4	28	29	0	6,8	2,4	14	84,2	0,190
S1	52	19	11	35	17	4	9,5	4,1	0,4	67,0	0,056
S2	51	20	6	37	14	0	4,2	2,7	0,3	75,3	0,040
T1	56	13	9	40	16	2	6,3	3,7	0,4	54,5	0,054
T2	55	13	5	38	17	0	3,8	2,2	0,4	89,6	0,057
U1	71	9	3	58	13	2	7,9	3,7	0,3	54,5	0,057
V1	62	12	6	49	13	3	6,5	4,1	0,4	60,0	0,047
a1	47	21	15	32	15	0	5,9	2,5	14	79,3	0,180
b1	69	1	2	32	37	0	4,0	2,5	0,1	79,3	0,042
c1	61	12	3	50	11	2	5,4	2,5	0,3	79,3	0,053
d1	56	13	4	45	11	0	6,4	2,5	0,2	79,3	0,030
e1	37	5	23	20	17	0	8,9	3,9	0,4	51,3	0,010
fl	58	1	4	37	21	0	5,6	2,5	2.0	79,3	0,200
gi	53	19	5	20	33	0	5,2	2,5	0,2	79,3	0,050

As células sublinhadas não satisfazem as condições da presente invenção.

Tabela 8

Aço	2X+Y	{110}<111>/ {110}<001>	TS	tEL	tEL-i5o	E	uEL	λ
		N/mm²	%	%		%	%
A1	8,0	1,4	1312	17,6	23,0	1,9	15,4	34,7
A2	8,1	2,2	1300	17,7	23,1	1,7	14,4	37,5
A3	5,0	2,1	1380	12,9	13,0	-6,3	9,9	30,0
B1	8,4	2,2	753	28,4	41,8	5,7	24,3	38,2
B2	7,9	1,8	773	27,7	40,6	5,0	23,3	38,8
B3	8,4	1,3	1523	12,0	12,0	-3,4	10,0	15,0
C1	1,5	1,6	614	34,1	45,0	5,0	29,1	39,2
C2	6,7	2,1	654	32,2	42,5	3,6	26,9	39,8

52/57

D1	6,2	2,1	1044	21,3	30,0	1,7	18,7	35,9
D2	9,2	1,4	1029	21,6	31,5	2,7	18,6	36,6
D3	6,9	1,6	1100	14,4	20,7	-6,1	10,9	58,3
E1	11,1	1,7	824	26,2	38,1	3,8	22,7	37,4
E2	6,3	2,0	790	27,2	39,8	4,6	23,6	37,5
F1	8,2	1,5	1013	23,3	33,3	4,2	20,2	34,2
F2	6,2	2,0	990	23,7	34,0	4,2	21,4	33,1
F3	4,9	1,5	1009	15,0	18,1	-11,1	9,0	38,0
F4	10,7	7,4	992	15,7	25,8	-3,9	8,2	32,0
G1	10,2	1,7	634	33,1	45,1	5,7	29,5	37,4
G2	6,0	2,2	620	33,8	45,9	6,2	28,3	39,9
H1	7,0	2,2	1189	19,1	26,6	2,2	16,7	35,3
H2	7,3	1,6	1188	19,1	25,6	1,2	15,5	38,0
H3	7,3	2,2	1200	15,0	15,0	2.9.1	9,0	30,0
H4	10,7	2,1	1170	17,4	18,4	-6,6	14,3	28,0
11	6,8	1,9	1239	18,4	25,9	2,8	15,0	37,8
I2	6,3	1,5	1199	19,0	26,5	2,3	15,4	37,9
J1	8,9	1,2	1230	19,3	28,2	4,9	16,8	33,9
J2	6,3	2,0	1210	18,1	20,1	-3,7	15,9	26,0
K1	4,8	1,2	1433	17,6	23,5	5,7	15,6	31,2

As células sublinhadas não satisfazem as condições da presente invenção.

Tabela 9

Aço	2X+Y	{110}<111>/ {110}<001>	TS	tEL	tEL₁₅₀	E	uEL	λ
		N/mm²	%	%		%	%
L1	7,8	1,4	601	34,8	51,0	10,8	31,0	37,5
L2	9,1	2,2	599	34,9	49,2	8,9	31,2	37,5
M1	9,6	1,6	1020	21,8	29,9	0,9	19,1	36,0
M2	5,3	1,2	1080	19,7	21,7	t 5,6	16,5	23,0
N1	7,9	2,2	1088	20,6	28,7	1,5	17,7	36,3

53/57

N2	6,6	2,0	1170	19,4	27,0	2,1	15,7	38,1
O1	6,1	1,9	941	23,3	33,9	2,8	20,1	36,9
02	7,8	1,1	950	23,1	34,1	3,3	19,3	38,2
P1	8,4	1,7	739	28,9	45,4	8,9	23,9	39,6
P2	9,1	1,7	780	27,5	41,7	6,2	23,5	38,2
Q1	7,4	1,2	1039	21,4	31,1	2,6	17,8	37,9
Q2	8,2	1,2	1001	22,1	32,2	2,8	18,4	38,0
R1	9,5	1,1	927	25,0	37,7	6,2	22,9	33,0
R2	8,3	1,4	900	23,7	25,7	-6,5	20,9	18,0
S1	6,7	2,2	1065	22,3	31,9	4,1	19,6	33,5
S2	7,1	1,8	1100	21,7	31,4	4,6	19,8	32,1
T1	8,2	2,2	951	23,1	34,7	3,8	18,9	38,9
T2	4,8	1,8	960	22,9	34,4	3,9	19,4	37,5
U1	6,5	1,3	515	40,1	65,8	23,2	34,5	39,4
V1	7,5	1,6	779	27,6	41,2	5,7	22,8	39,5
a1	8,2	2,0	1220	15,0	20,6	-3,0	12,8	30,0
b1	5,5	1,6	551	31,2	31,2	-10,4	8,7	39,0
c1	8,4	2,7	807	16,7	25,0	-9,7	12,0	34,0
d1	5,3	2,7	942	17,3	26,9	t4,1	13,4	31,0
e1	7,1	1,1	1510	8,9	15,4	-.0,4	7,0	32,0
f1	9,6	1,7	881	18,8	20,8	-11,9	12,0	26,0
gi	9,0	2,7	1044	17,7	26,4		15,2	29,0

As células sublinhadas não satisfazem as condições da presente invenção

As chapas de aço dos Exemplos foram todas excelentes em termos de equilíbrio entre resistência e capacidade de conformação (alonga5 mento e expansão de furo). Em adição, a chapa de aço E2 teve uma pequena anisotropia no plano durante a conformação comparado com a chapa de aço E1.

Para a chapa de aço A3, uma vez que as condições de recozimento (parâmetro de recozimento P) não satisfizeram a equação (4) acima, 10 o tamanho médio de partícula de cementita excedeu 1 pm, e a razão esfe

54/57 roidizada de cementita foi de menos de 30%. Portanto, uma capacidade de conformação suficiente não pode ser assegurada. Em adição, o total da redução na espessura das duas últimas etapas na laminação a quente foi pequeno, e o tamanho médio dos grãos de austenita retida foi grande se comparado com as chapas de aço A1 e A2.

Para a chapa de aço B3, uma vez que a temperatura média de aquecimento do recozimento (temperatura de recozimento) excedeu 900°C, a razão de área de austenita retida foi menor que 2%, a razão de área de martensita excedeu 20%, e a razão esferoidizada de cementita foi menor que 30%. Portanto, a resistência à tração TS aumentou excessivamente, e uma capacidade de conformação suficiente não pode ser garantida.

Para a chapa de aço D3, uma vez que a temperatura de aquecimento do recozimento foi menor que 750°C, a razão de área da austenita retida foi menor que 2%. Portanto, uma capacidade de conformação suficiente não pode ser garantida.

Para a chapa de aço F3, uma vez que a temperatura de retenção foi menor que 300°C, a razão de área da austenita retida foi menor que 2%. Portanto, uma capacidade de conformação suficiente não pode ser garantida.

Para a chapa de aço F4, uma vez que a temperatura de retenção excedeu 500°C, o tamanho médio de partícula de cementita excedeu 1 μητ Portanto, uma capacidade de conformação suficiente não pode ser garantida.

Para a chapa de aço H3, uma vez que a redução na espessura da laminação a frio excedeu 85%, e o tempo de retenção excedeu 1200 segundos, a razão de área da austenita retida foi menor que 2%, e o tamanho médio de partícula de cementita excedeu 1 μιτι. Portanto, uma capacidade de conformação suficiente não pode ser garantida.

Para as chapas de aço H4 e R2, uma vez que a taxa média de resfriamento na zona de resfriamento frontal foi menor que 15°C, e as condições de recozimento não satisfizeram a equação (4) acima no resfriamento após a laminação a quente, o tamanho médio de partícula de cementita ex

55/57 cedeu 1 gm. Portanto, uma capacidade de conformação suficiente não pode ser garantida.

Para as chapas de aço J2 e M2, uma vez que a temperatura de bobinamento excedeu 600C, e as condições de resfriamento não satisfizeram a equação (4) acima, o tamanho médio de partícula de cementita excedeu 1 μηΊ. Portanto, uma capacidade de conformação suficiente não pode ser garantida.

Para as chapas de aço a1 a g1 que foram produzidas usando-se os aços a a g, os componentes químicos não foram adequados. Para a chapa de aço a1 (aço a), a quantidade de C excedeu 0,40%, e o tamanho médio de partícula de cementita excedeu 1%. Para a chapa de aço b1 (aço b), a quantidade de C foi menor que 0,10%, e a razão de área de austenita retida foi menor que 2%. Para a chapa de aço c! (aço c), a quantidade de P excedeu 0,05%, e a quantidade de Si excedeu 0,02%. Para a chapa de aço d1 (aço d), a quantidade de Si excedeu 2,5%. Para a chapa de aço e1 (aço e), a quantidade de Mn excedeu 4,0%, e a razão de área de martensita excedeu 20%. Para a chapa de aço f1 (aço f), a quantidade de Si foi menor que 0,005%, a razão de área de austenita foi menor que 2%, e o tamanho médio de partícula de cementita excedeu 1 μηη. Para a chapa de aço g1 (aço g), a quantidade de Al excedeu 2,5%, e a quantidade de Mo excedeu 0,3%. Portanto, para essas chapas de aço a1 a g1, o equilíbrio entre resistência e conformação deteriorou.

Aqui, será descrita a relação entre resistência à tração e alongamento a 150C. A figura 8 é uma vista mostrando a relação entre a resistência à tração TS (N/mm²) e alongamento a 150°C tELi₅₀ (%). Enquanto isso, na figura 8, são usados os valores de resistência à tração TS e o alongamento a 150°C tELiõo que são mostrados nas Tabelas 6 a 9.

Como fica claro da figura 8, pode ser confirmado que, em um caso no qual foi obtida a mesma resistência à tração dos Exemplos Comparativos, as chapas de aço dos Exemplos tiveram um alongamento extremamente alto a 150°C comparado com os Exemplos Comparativos.

Em adição, as chapas de aço dos Exemplos incluídos na área

56/57 acima da linha reta da equação (13) mostrados na figura 8.

tELiso = -0.027TS + 56.5 ··· (13)

A linha reta indica o equilíbrio entre resistência e capacidade de conformação, e assim é obtida dos resultados na figura 8.

O índice característico E mostrado pela equação (12) acima nas Tabelas 4 e 5 se refere a um índice mostrando o equilíbrio entre resistência e alongamento conforme descrito acima. Quando o valor do índice de características E é positivo, os valores de resistência à tração e alongamento a 150°C das chapas de aço são incluídos na área acima da equação (13) na figura 8. Quando o valor do índice característico E é negativo, os valores da resistência à tração e do alongamento a 150°C das chapas de aço a 150°C estão incluídos na área abaixo da equação (13) na figura 8.

Enquanto isso, os exemplos acima são simplesmente configurações exemplificadas da presente invenção, e para a chapa de aço conforme a presente invenção e o método de produção da mesma, ma variedade de modificações pode ser adicionada dentro do escopo das reivindicações.

Por exemplo, uma variedade de tratamentos pode ser executada na chapa de aço conforme a presente invenção desde que os tratamentos não modem o tamanho da cementita. Isto é, a chapa de aço conforme a presente invenção pode ser qualquer chapa de aço laminada a frio conforme é laminada a frio, uma chapa de aço galvanizada, uma chapa de aço galvannealed, e uma chapa de aço revestida por eletrólise e, mesmo em um caso em que uma variedade de tratamentos é executada, os efeitos da presente invenção podem ser obtidos.

Em adição, a presente invenção é raramente influenciada pelas condições de lingotamento. Por exemplo, um método de lingotamento (lingotamento continuo ou lingotamento convencional) ou uma diferença na espessura da placa tem uma pequena influência, e, mesmo em um caso em que um método especial de lingotamento e de laminação a quente, tal como placas finas, é usado, os efeitos da presente invenção podem ser obtidos.

Aplicabilidade Industrial

De acordo com a presente invenção, é possível transmitir uma

57/57 capacidade de conformação favorável para um objeto a ser formado quando um processo, tal como conformação usando uma prensa, é executado, e para obter uma capacidade de conformação favorável mesmo no caso no qual o peso da estrutura dos corpos de automóveis é diminuído usando-se 5 uma chapa de aço de alta resistência.

Claims

1. Chapa de aço laminada a frio, caracterizada pelo fato de que consiste, em % em massa,

C: 0,10% a 0,40%;

Mn: 0,5% a 4,0%;

Si: 0,005% ao 2,5%;

Al: 0,005% a 2,5%;

Cr: 0% a 1,0%;

opcionalmente um ou mais tipos de elementos entre:

Mo: 0,01% a 0,3%;

Ni: 0,01% a 5%;

Cu: 0,01% a 5%;

B: 0,0003% a 0,003%;

Nb: 0,01% a 0,1%;

Ti: 0,01% a 0,2%;

V: 0,01% a 1,0%;

W: 0,01% a 1,0%;

Ca: 0,0001% a 0,05%;

Mg: 0,0001% a 0,05%;

Zr: 0,0001% a 0,05%; e

REM: 0,0001% a 0,05%; eum saldo de ferro e as inevitáveis impurezas, em que a quantidade de P é limitada a 0,05% ou menos, a quantidade de S é limitada a 0,02% ou menos, a quantidade de N é limitada a 0,006% ou menos, a microestrutura da mesma inclui 2% a 30% de austenita retida por porcentagem de área, a martensita é limitada a 20 % ou menos por porcentagem de área na microestrutura, um tamanho médio de partícula de cementita na microestrutura é 0,01 μηη a 1 μηη, e

30% a 100% da cementita tem uma razão de aspecto de 1 a 3.

Petição 870180032976, de 24/04/2018, pág. 4/12

2/5

2. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação

1, caracterizada pelo fato de que a soma (Si + Al) da quantidade de

Si e da quantidade de Al é 0,5% a 2,5% em % em massa.

3. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação

1, caracterizada pelo fato de que o tamanho médio de grão da austenita retida é 5 gm ou menos.

4. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação

1, caracterizada pelo fato de que a microestrutura inclui, em porcentagem de área, 10% a 70% de ferrita.

5. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação

1, caracterizada pelo fato de que a microestrutura inclui, por porcentagem de área, 10% a 70% de ferrita e bainita no total.

6. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação

1, caracterizada pelo fato de que a microestrutura inclui, por porcentagem de área, 10% a 75% de bainita e martensita temperada no total.

7. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação

1, caracterizada pelo fato de que o diâmetro médio de grão da ferrita é 10 gm ou menos.

8. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação 1 caracterizada pelo fato de que 0,003 a 0,12 partícula de cementita tendo uma razão de aspecto de 1 a 3 são incluídas em uma área de 1 μηη².

9. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação 1 caracterizada pelo fato de que em uma porção central da espes

Petição 870180032976, de 24/04/2018, pág. 5/12

3/5 sura da chapa da mesma,os raios X da intensidade aleatória X da orientação {100} <001 > da austenita retida e o valor médio Y da razão de intensidade aleatória do grupo de orientações {110} <111> a {110} <001 > da austenita retida satisfazem a equação (14) a seguir.

4<2X + Y<10 -(14)

10. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que, em uma porção central da espessura de chapa da mesma, a razão da razão de intensidade aleatória da orientação {110} <111> da austenita retida para a razão de intensidade aleatória da orientação {110} <001 > da austenita retida é 3,0 ou menos.

11. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que também compreende um revestimento de zinco em pelo menos uma superfície da mesma.

12. Chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que também compreende um revestimento galvanizado em pelo menos uma das superfícies da mesma.

13. Método de produção da chapa de aço laminada a frio como definida na reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que compreende:

um primeiro processo no qual a placa tendo a composição química conforme definida na reivindicação 1 ou 2, é laminada a quente a uma temperatura de acabamento de 820Ό ou maior de modo a produzir uma chapa de aço laminada a quente;

um segundo processo no qual, após o primeiro processo, a chapa de aço laminada a quente é resfriada e bobinada em uma temperatura de bobinamento CT°C de 350°C a 600°C;

um terceiro processo no qual a chapa de aço laminada a quente que sofreu o segundo processo é laminada a frio em uma redução de espessura de 30% a 85% de modo a produzir uma chapa de aço laminada a frio;

um quarto processo no qual, após o terceiro processo, a chapa de aço laminada a frio é aquecida e recozida a uma temperatura média de

Petição 870180032976, de 24/04/2018, pág. 6/12

4/5 aquecimento de 750Ό a 900X3;

um quinto processo no qual a chapa de aço laminada a frio que sofreu o quarto processo é resfriada a uma taxa média de resfriamento de SO/s a 200Ό/3 e mantido em uma faixa de temperatu ra de 300Ό a 500Ό por 15 segundos a 1200 segundos, e um sexto processo no qual a chapa de aço laminada a frio que sofreu o quinto processo é resfriada, em que no segundo processo, uma primeira taxa média de resfriamento CR1 O/s de 750 °C a 650°C é 15 °C/s a 100 °C/s, uma segunda taxa média de resfriamento CR2 °C/s de 650°C até a temperatura de bobinamento CT°C é 50 °C/s ou menos, uma terceira taxa média de resfriamento CR3 °C/s após o bobinamento a 150°C é 1 °C/s ou menos, e a temperatura de bobinamento CT°C e a primeira taxa média de resfriamento CR1 °C/s satisfazem a equação (15) a seguir, e no quarto processo, em um caso em que as quantidades de Si, Al, e Cr são representadas por [Si], [Al] e [Cr] em termos de % em massa, respectivamente, a área média S pm² de perlita incluída na chapa de aço laminada a quente que sofreu o segundo processo, a temperatura média de aquecimento T°C, e o tempo de aquecimento ts satisfazem a relação da equação (16) a seguir.

1500 < CR1 x (650 -CT) < 15000 ··· (15)

2200 > T x log (t) / (1 + 0,3[Si] + 0,5[AI] + [Cr] + 0,5S) >110 ··· (16)

14. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação 13, caracterizado pelo fato de que o total da redução na espessura das duas últimas etapas no primeiro processo é 15% ou mais.

15. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação 13, caracterizado pelo fato de que a chapa de aço laminada a frio que sofreu o quinto processo e deve sofrer o sexto processo é revestida com zinco.

16. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de

Petição 870180032976, de 24/04/2018, pág. 7/12

5/5 acordo com a reivindicação 13, caracterizado pelo fato de que a chapa de aço laminada a frio que sofreu o quinto processo e deve sofrer o sexto processo é galvanizada e recozida em 400°C a 600°C para ligação..

5

17. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de acordo com a reivindicação 13, caracterizado pelo fato de que a taxa média de aquecimento de 600°C a 680°C no quarto processo é 0,1 °C/s a 7 °C/s.

18. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de 10 acordo com a reivindicação 13 caracterizado pelo fato de que, antes do primeiro processo, a placa é resfriada até 1000Ό ou menos e reaquecida até 1000Ό ou mais.

Petição 870180032976, de 24/04/2018, pág. 8/12

1/6

FIG. 2

Diâmetro médio de partícula (μιτι)

2/6

FIG. 3

Diâmetro médio de partícula (pm)

3/6

FIG. 4

4/6

ΔυΕΙ (%)

FIG. 5

2Χ + Υ(-)

5/6

o »J ω ω > φ ! ι ο > 2 ! 1 CL ! I Ο (Λ Φ Ο Ο ο. e :j ο Τ3 Φ ί | C 3 £ ! 1 D) •c ! ί Φ CL I ω

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Produto final Outros tratamentos (galvanização, galvannealing, eletrodeposição, ou similares)