Superando o compromisso entre resistência e conformabilidade em aços de alta resistência por meio de tratamento criogênico |Relatórios Científicos

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Scientific Reports volume 12, Artigo número: 15411 (2022) Citar este artigo Bobina de Aço Silício Não Orientada

Superando o compromisso entre resistência e conformabilidade em aços de alta resistência por meio de tratamento criogênico |Relatórios Científicos

Os aços de alta resistência estão se tornando mais importantes do que nunca para aplicações automotivas, para reduzir o peso dos automóveis e garantir a segurança dos passageiros.No entanto, como o aumento da resistência geralmente resulta em degradabilidade da conformabilidade, a conformação a frio de aços de alta resistência em formatos finais continua sendo um desafio tanto para os fabricantes quanto para os fornecedores automotivos.Aqui relatamos novos conceitos de design de ligas e processamento que podem conferir alta resistência aos aços moldáveis a frio, o que se desvia da abordagem tradicional de melhorar a conformabilidade de aços de alta resistência.Esse aço projetado submetido a uma rota de processamento projetada apresenta uma excelente combinação de conformabilidade e resistência, bem como resistência ao choque, o que é crucial para a segurança dos passageiros nos automóveis.Os conceitos de projeto de liga e processamento utilizados no presente estudo baseiam-se na utilização de austenita induzida termicamente em transformação de martensita, que confere alta resistência à austenita moldável a frio por tratamento criogênico.

Sung Jin Kim, Eun Hye Hwang,… Hwan Goo Seong

Yuhui Wang, Yubin Zhang,… Xiaoxu Huang

G. Venkata Sarath Kumar, KR Mangipudi, ... K. Sivaprasad

Os aços avançados de alta resistência (AHSS) desempenham um papel importante na fabricação de automóveis, uma vez que podem atender aos requisitos cada vez mais rigorosos das indústrias automobilísticas para a segurança e leveza dos veículos1,2.Embora existam diversas variantes de materiais leves, como ligas de Al e Mg, que podem ser utilizadas em componentes estruturais de automóveis, as características dos AHSS, como sua alta resistência e baixo custo de fabricação, tornam-nos materiais de escolha em relação a outros materiais3,4,5.Entre vários tipos de AHSS, os aços moldados por prensagem a quente (HPF), também chamados de aços endurecidos por prensagem, têm recebido muita atenção, pois oferecem propriedades de tração superiores juntamente com boa precisão dimensional devido à sua rota de processamento exclusiva que consiste em conformação em alta temperatura dentro região de austenita seguida de resfriamento em uma matriz para formar fases duras de baixa temperatura, como martensita ou bainita6,7,8.No entanto, tal rota de processamento tem uma baixa eficiência de produção e, além disso, esses aços HPF geralmente sofrem de fragilização do metal líquido (LME) ou microfissuras devido a uma interação entre o revestimento e o substrato durante a formação em alta temperatura9,10,11,12,13,14.Portanto, é necessário um novo tipo de aço de alta resistência, que possa ser moldado até uma forma final a baixas temperaturas e que não sofra LME ou microfissuras associadas à conformação a altas temperaturas.

Cumprir o requisito de uma combinação de alta resistência e alta conformabilidade é uma tarefa desafiadora, uma vez que abordagens convencionais que melhoram a conformabilidade têm efeitos adversos na resistência ou vice-versa.A este respeito, o uso de austenita metaestável como fase constituinte principal seria uma abordagem viável, uma vez que a austenita, sendo uma fase cúbica de face centrada (fcc), pode fornecer boa conformabilidade à temperatura ambiente e também pode fornecer alta resistência quando a transformação de austenita em martensita é reforçada pelo resfriamento abaixo da temperatura inicial da martensita (Ms) 15,16,17,18,19 após a formação.A estabilização da austenita à temperatura ambiente tem sido tradicionalmente alcançada pela adição de uma quantidade bastante grande de elementos estabilizadores de austenita, como nos casos de aços clássicos de plasticidade induzida por transformação (TRIP)20 e aços com alto teor de Mn15,16,21, que geralmente são submetidos à austenitização seguido de têmpera em água (WQ).Considerando que a estabilidade da austenita em aços hipoeutetóides seria aumentada quando recozida na região intercrítica (ferrita + austenita) em comparação ao tratamento de austenitização, uma quantidade bastante grande de austenita pode ser retida em aços com composições de liga mais pobres após recozimento intercrítico (IA) seguido por têmpera em água, que é o conceito básico de projeto de liga para aços TRIP de médio Mn22,23,24,25,26,27,28,29,30,31,32,33.Esses aços TRIP de médio Mn geralmente contêm 30–70% em volume de austenita, dependendo das composições da liga e apresentam boa conformabilidade;no entanto, seu limite de escoamento é muito inferior ao dos aços HPF.O limite de escoamento dos aços médio Mn, como mencionado anteriormente, pode ser significativamente aumentado quando a transformação de austenita em martensita é promovida por resfriamento a baixa temperatura, ou seja, por tratamento criogênico.Aqui, a questão crítica é que, embora a transformação de austenita em martensita deva ocorrer por tratamento criogênico para atingir alta resistência, uma quantidade substancial de austenita também deve ser retida após o tratamento criogênico para garantir a resistência aos choques dos componentes finais.

No presente estudo, utilizando tratamento criogênico, foi feita uma tentativa de desenvolver aços que apresentassem boa conformabilidade na condição recozida intercriticamente (IAed), bem como alta resistência na condição tratada criogênica através da transformação da austenita retida em martensita.A liga modelo contendo 10Mn, 2Al e 0,2C foi fabricada e sua microestrutura e propriedades mecânicas foram avaliadas após IA de chapas laminadas a quente com diversas condições de recozimento, bem como após imersão em N2 líquido.

Lingote de 30 kg de aço com composição nominal de Fe–10Mn–2Al–0,2C (composição analisada de Fe–9,9Mn–2,0Al–0,2C em peso%) foi fabricado usando fusão por indução a vácuo.Após homogeneização a 1150°C por 2 h, foi laminada a quente entre 1050 e 850°C seguida de têmpera em água para produzir chapa de 3 mm de espessura com redução total de 95%.A folha laminada a quente foi recozida intercriticamente a 715 °C, 725 °C e 735 °C durante 30 min, seguida de têmpera em água.Além disso, as folhas IAed foram submetidas à imersão em N2 líquido (tratamento criogênico) por 1 h para ver seu efeito na microestrutura e nas propriedades de tração.Folhas tratadas criogênicas também foram tratadas termicamente a 170°C por 20 min e resfriadas ao ar para simular o ciclo de cozimento da tinta de componentes automotivos34,35,36.

A microestrutura do aço foi analisada por difração de raios X (XRD), difração de retroespalhamento de elétrons (EBSD) e microscopia eletrônica de transmissão (TEM).As análises EBSD foram realizadas no meio das chapas laminadas (perpendicular à direção transversal) usando um SEM de emissão de campo (FE-SEM, JEOL JSM-7100F).As medições de EBSD foram realizadas a uma tensão de aceleração de 15 kV e um tamanho de passo de 0,05–0,2 µm.Os dados do EBSD foram então analisados usando o software de análise OIM versão 8.0 (EDAX Inc.).Limites de alto ângulo (15°–62°) são destacados na figura do pólo inverso (IPF) e nos mapas de fase.As varreduras de XRD foram realizadas em um difratômetro Bruker D8 Advance usando radiação Cu Kα.Os dados de XRD obtidos foram utilizados para calcular a fração volumétrica de cada fase constituinte seguindo o método de comparação direta sugerido por De et al.37.O EBSD também foi usado para medir a fração volumétrica da austenita em blocos, de modo que a fração volumétrica da austenita ripada possa ser calculada indiretamente, subtraindo a fração volumétrica da austenita em blocos medida por EBSD da fração volumétrica total da austenita medida por DRX.Folhas finas de TEM foram preparadas por polimento de jato duplo (Tenupol-5, Struers) em uma solução de ácido acético a 95% + ácido perclórico a 5% a 40 V. Os exames de TEM foram realizados em um microscópio eletrônico de emissão de campo JEOL JEM-2100F em um tensão de operação de 200 kV.As composições das fases foram medidas por espectroscopia de energia dispersiva de raios X (EDS) no modo STEM.

Os corpos de prova de tração foram cortados ao longo da direção de laminação com comprimento, largura e espessura padrão de 25 mm, 6 mm e 2,5 mm, respectivamente, de acordo com a norma ASTM E8/E8M.O teste de tração foi realizado a uma taxa de deformação inicial de 10–3 s-1, usando uma máquina de testes universal Instron 8801.

Os testes de flexão foram realizados seguindo as diretrizes da ISO 743838 da Organização Internacional de Padronização (ISO) e VDA 238-10039 da Associação Alemã da Indústria Automotiva.Os corpos de prova retangulares com comprimento de 60 mm, largura de 30 mm e espessura de 1,5 mm foram submetidos à flexão de três pontos, onde o eixo de flexão é paralelo ao sentido de laminação da chapa, a uma velocidade de punção de 20 mm min−1 com raio de punção de 0,4 mm e diâmetro de rolo de 30 mm.O ângulo de flexão foi medido pelo transferidor.A relação R/t foi medida como a menor razão entre o raio do punção (R) e a espessura da chapa (t) que resulta em uma dobra sem trincas durante a dobra em um ângulo de 90°.Os raios de punção utilizados foram de 3 mm a 8 mm em intervalos de 0,5 mm.

A microestrutura típica do aço na condição laminada a quente é mostrada na Fig. 1. Conforme mostrado pelo mapa de fases EBSD (Fig. 1b), a microestrutura consiste principalmente na fase cúbica de corpo centrado (bcc) (marcada pela cor verde) com alguma austenita (marcada pela cor vermelha).Pode-se observar que a maior parte da fase CCC é martensita com a morfologia da martensita ripada.Uma característica interessante da microestrutura é que a maior parte da austenita laminada a quente está presente na forma de banda, o que se deve a uma segregação de Mn frequentemente observada em aços com médio Mn25.

Microestrutura do aço laminado a quente.(a) Mapa EBSD IPF e (b) Mapa de fases EBSD.Em (b), as fases austenita e bcc são marcadas pelas cores vermelha e verde, respectivamente.A barra de escala das imagens corresponde a 10 μm.

A Figura 2 mostra a microestrutura das amostras submetidas a IA a temperaturas de 715 °C (referido como 'IA715-WQ') (Fig. 2a,b), 725 °C (referido como 'IA725-WQ') (Fig. 2d, e) e 735 ° C (referido como 'IA735-WQ') (Fig. 2g, h) seguido por WQ.A microestrutura das amostras IAed se assemelha à microestrutura laminada a quente, de modo que há presença de austenita em bloco em forma de faixa.Além da austenita em bloco, há também a presença de austenita com a morfologia de ripas dentro da matriz CCC, que resultou da precipitação de austenita ao longo dos limites de ripas da martensita anterior em amostras laminadas a quente .Também pode ser visto que existem grãos Cco sem características nas proximidades da austenita em bloco (por exemplo, marcados por M na Fig. 2).A medição da fração de austenita em cada condição de tratamento térmico por DRX (Tabela 1) mostra que há apenas um ligeiro aumento na fração de austenita quando a temperatura IA aumenta de 715 °C (61%) para 725 °C (63%) , sugerindo que a temperatura IA que fornece a maior fração de austenita seria próxima de 725 °C com base na modelagem termodinâmica .Um aumento adicional na temperatura IA (para 735 °C) resulta numa diminuição bastante grande na fração de austenita (de 63 para 47%).Tal variação na fração de austenita com a temperatura IA do presente aço mostra a mesma tendência frequentemente observada em outros aços IAed médio Mn24,27,28, devido a uma mudança na estabilidade da austenita resultante de vários graus de partição de soluto.As respectivas frações de austenita em bloco e ripado foram calculadas seguindo o procedimento descrito na seção Métodos e estão listadas na Tabela 1, mostrando que a maior parte da austenita está presente na morfologia do ripado.

Microestrutura dos corpos de prova recozidos intercriticamente (IAed) em diferentes temperaturas (a–c).A amostra IAed a 715 °C;Mapa EBSD IPF (a) e mapa de fase EBSD (b) após extinção com água (WQ) e mapa de fase EBSD após tratamento criogênico (c).(d – f) A amostra IAed a 725 °C;Mapa EBSD IPF (d) e mapa de fases EBSD (e) após WQ, e mapa de fases EBSD após tratamento criogênico (f).(g – i) A amostra IAed a 735 °C;Mapa EBSD IPF (g) e mapa de fase EBSD (h) após WQ, e mapa de fase EBSD após tratamento criogênico (i).As fases austenita e bcc são marcadas pelas cores vermelha e verde, respectivamente.A barra de escala das imagens corresponde a 5 μm.

Micrografias TEM representativas da austenita em blocos e sua área circundante são mostradas na Fig. 3. A análise EDS (Fig. 3b) mostra que a austenita em blocos é enriquecida com Mn (~ 13,1% em peso), mas empobrecida em Al (~ 0,9% em peso) .Nas proximidades da austenita em blocos, existem ilhas de martensita com teor de Mn (~ 10,8% em peso) inferior ao da austenita em blocos.A comparação com os mapas EBSD (Fig. 2a, b) mostra que os grãos Cco sem características (por exemplo, marcados por M na Fig. 2a, b) que circundam a austenita em bloco são de fato martensita.Mais adiante, existe uma estrutura lamelar composta por ripas de ferrita, martensita e austenita, cujos detalhes são mostrados na Fig.Semelhante à austenita em blocos, a austenita ripada também é enriquecida com Mn, cujo conteúdo de Mn é semelhante (~ 12,8% em peso) ao da austenita em blocos.Perto da austenita ripada, estão presentes ripas de ferrita e martensita, cuja identificação foi feita comparando suas densidades de discordância (Fig. 3c).O conteúdo de Mn da martensita de ripa é de ~ 10,4% em peso, que é inferior ao da austenita de ripa, mas superior ao (~ 6,0% em peso) da ferrita de ripa próxima.A presença de martensita na amostra IA715-WQ não era esperada, uma vez que o cálculo termodinâmico sugere que abaixo da temperatura IA formando a maior fração de austenita retida, não haveria transformação de austenita em martensita após a têmpera à temperatura ambiente .Acredita-se que a formação de martensita no presente caso se deva a uma distribuição não homogênea de Mn na microestrutura, típica de aços médios Mn laminados a quente .As análises das amostras IA725-WQ e IA735-WQ mostram que sua microestrutura é basicamente idêntica à da amostra IA715-WQ, exceto que o conteúdo de Mn tanto na austenita em bloco quanto na austenita ripada diminui com um aumento na temperatura IA como esperado.

Micrografias TEM mostrando as morfologias e composições da austenita em bloco, austenita ripada e suas áreas circundantes na amostra recozida intercriticamente a 715 °C seguida de têmpera em água.(a) Morfologia da austenita em blocos e sua área circundante.(b) Perfis de concentração de Mn e Al da austenita em bloco e sua área circundante.(c) Morfologia da austenita ripada e seu entorno.(d) Perfis de concentração de Mn e Al da austenita ripada e sua área circundante.As barras de escala em (a) e (c) correspondem a 2 µm e 100 nm, respectivamente.

Após o tratamento criogênico, ocorre diminuição na quantidade de austenita para todas as condições IA.Conforme mostrado na Tabela 1, a maior alteração na fração de austenita após tratamento criogênico, ou seja, taxa de transformação, é encontrada na amostra IA735, seguida pelas amostras IA725 e IA715.Para visualizar claramente a mudança na microestrutura após o tratamento criogênico, as áreas observadas após IA-WQ também foram submetidas a análises microestruturais após o tratamento criogênico, que são mostradas na Fig. IA725-LN2) e Fig. 2i (para o IA735-LN2).Pode-se observar que ambos os tipos de austenita, austenita em bloco grosso (por exemplo, marcada por círculos brancos) e austenita de ripa fina (por exemplo, marcada por círculos pretos), exceto no caso da amostra IA715 (Fig. 2b, c) , transformam-se em martensita quando submetidos a tratamento criogênico.Observa-se que nem todo o grão da austenita em bloco se transforma em martensita após tratamento criogênico;em vez disso, apenas uma porção do grão de austenita, particularmente localizada perto da periferia da austenita anterior, transforma-se em martensita.Isto se deve principalmente a um gradiente de concentração na austenita em blocos;há menos quantidade de Mn perto da periferia do que no centro da austenita em bloco, tornando a primeira menos estável que a segunda.Assim, pode-se pensar que a austenita em bloco retida após o tratamento criogênico seria bastante estável e benéfica para as propriedades mecânicas das amostras tratadas criogênicas.

Conforme mostrado na Tabela 1, curiosamente, as análises quantitativas mostram que o grau de alteração na fração de austenita por tratamento criogênico é diferente dependendo do tipo de austenita, que também depende da temperatura IA.Em geral, a austenita ripada parece ser mais estável termicamente do que a austenita em bloco, embora sua estabilidade relativa mude com a temperatura IA, de modo que, embora a austenita ripada mostre uma taxa de transformação muito mais baixa (ou seja, maior estabilidade térmica) do que a austenita em bloco em na amostra IA715, eles mostram taxas de transformação mais ou menos semelhantes na amostra IA735.É geralmente conhecido que a estabilidade da austenita depende de vários fatores: seu tamanho41 e morfologia42, e conteúdo de solutos43,44.Embora a austenita em blocos seja mais enriquecida com Mn do que a austenita em ripas, acredita-se que a morfologia em blocos grosseiros da austenita em blocos seja responsável por sua menor estabilidade térmica do que a da austenita em ripas, o que é consistente com o resultado de estudos anteriores mostrando que a austenita ripada é mais estável que a austenita em bloco22,23,45.No entanto, como mencionado anteriormente, a estabilidade térmica da austenita ripada torna-se mais semelhante à da austenita em bloco à medida que as amostras são submetidas a temperaturas IA mais altas, indicando que outros fatores além do tamanho e da morfologia também desempenhariam papéis importantes na determinação da estabilidade térmica. de austenita nas amostras IA725 e IA735.É bem sabido que a austenita deve ter uma quantidade crítica de solutos para ser retida43,44.Considerando que a austenita ripada tem um gradiente de concentração acentuado, apenas uma porção estreita da austenita ripada seria retida após o tratamento criogênico, o que se torna mais evidente nas amostras submetidas a temperaturas IA mais altas.Por outro lado, a austenita em blocos tem um gradiente de concentração raso, de modo que apenas as áreas localizadas perto da periferia da austenita anterior se transformariam em martensita, deixando uma porção bastante ampla da austenita em blocos retida após o tratamento criogênico.Isso faz com que a taxa de transformação da austenita ripada se torne semelhante à da austenita em bloco nas amostras IA725 e IA735.

A Figura 4 mostra as curvas tensão-deformação de engenharia do aço na condição como IAed, bem como após o tratamento criogênico e suas propriedades de tração estão resumidas na Tabela 2. Na condição temperada com água (WQed), o limite de escoamento (YS) inicialmente diminui quando a temperatura IA aumenta de 715 para 725 °C, enquanto a resistência à tração máxima (UTS) aumenta e o alongamento diminui.Tal comportamento é consistente com os resultados de estudos anteriores sobre aços IAed médio Mn TRIP24,28.Com o aumento adicional da temperatura IA para 735 °C, há aumentos tanto em YS quanto em UTS, que se devem principalmente a um aumento da fração de martensita com o aumento da temperatura IA.Nota-se que todos os presentes corpos de prova submetidos à laminação a quente seguida de IA não apresentam alongamento óbvio do ponto de escoamento, o que é frequentemente observado nos aços médio Mn laminados a frio e IAed .Sugere-se que a ausência de escoamento descontínuo nas amostras laminadas a quente e IAed se deva principalmente à deformação simultânea da ferrita e da austenita em um estágio inicial de deformação .Sabe-se que o escoamento descontínuo causa rugosidade superficial substancial 40,41 e deformação heterogênea nos revestimentos que facilitam a fissuração da camada revestida 41 e, portanto, o comportamento de escoamento contínuo do presente aço é mais vantajoso para aplicações automotivas do que o comportamento de escoamento descontínuo encontrado em laminados a frio e IAed aços.

Curvas tensão-deformação dos corpos de prova recozidos intercriticamente (IAed) em diferentes temperaturas submetidos a têmpera em água (WQ), tratamento criogênico (LN2) e tratamento de cozimento.(a) WQed, (b) tratado criogênico e (c) após tratamento de cozimento.

Após o tratamento criogênico, há grandes aumentos tanto no YS quanto no UTS em comparação com aqueles na condição WQed.Por exemplo, a amostra IA725-LN2 apresenta YS de 871 MPa (um aumento de 477 MPa em relação à amostra IA725-WQ) e UTS de 1563 MPa (um aumento de 194 MPa em relação à amostra IA725-WQ), com alongamento total de ~ 17%.No caso da amostra IA735-LN2, seus valores de YS e UTS são 974 MPa e 1654 MPa, respectivamente, com alongamento total de ~10%.Esses grandes aumentos na resistência das amostras tratadas criogênicas em comparação com as amostras WQed são, sem dúvida, devido à formação de uma grande quantidade de martensita induzida pelo tratamento criogênico.A resistência desses corpos de prova é bastante comparável à do aço 22MnB5 HPF, enquanto o alongamento do primeiro é superior ao do segundo6,46, indicando que é possível desenvolver o aço com melhor combinação de propriedades de tração do que o do aço. Aço HPF por tratamento criogênico de aço IAed.

A medição da fração de austenita retida nas amostras de tração fraturadas em condição criogênica tratada por DRX mostra que ainda existe uma quantidade substancial de austenita (Tabela 1).5a, enquanto a maior parte da austenita ripada se transforma em martensita (comparando com a Fig. 2f), uma quantidade bastante grande de austenita em bloco permanece não transformada, sugerindo que a austenita em bloco tem uma estabilidade mecânica maior do que a austenita ripada.Essa maior estabilidade mecânica da austenita em bloco do que a da austenita ripada se deve principalmente ao fato de a primeira ter um gradiente de concentração de Mn muito mais raso do que a última, como mencionado anteriormente.

Mapa de fase EBSD das amostras quebradas de tração e flexão.(a) amostra de tração recozida intercriticamente (IAed) a 725 °C seguida de tratamento criogênico (direção de tração é horizontal) e (b) amostra de flexão IAed a 725 °C seguida de tratamento criogênico e tratamento de cozimento (o eixo de flexão é perpendicular à figura ).As fases austenita e bcc são marcadas pelas cores vermelha e verde, respectivamente.As barras de escala em (a) e (b) correspondem a 5 μm e 10 μm, respectivamente.

Conforme mostrado acima, o presente aço apresenta grandes valores de alongamento na condição WQed, sugerindo sua boa conformabilidade a frio.Considerando que não existe relação direta entre alongamento e conformabilidade no AHSS, entretanto, sua conformabilidade deve ser avaliada por outros métodos47.No presente estudo, foi realizado ensaio de flexão do aço na condição WQed e sua relação R/t, raio interno de curvatura (R) mínimo recomendado, necessário para formar uma dobra de 90° em uma chapa de espessura (t) sem falha, foi medida para avaliar a conformabilidade do aço de acordo com as diretrizes da ISO 743838 e VDA 238-10039, que são os padrões da indústria.Os testes de flexão também podem ser usados para avaliar a resistência ao choque do aço, como demonstrado pelos trabalhos de Till et al.48 e Manuel et al.49 mostrando uma relação clara entre os resultados dos testes de colisão em escala real e a capacidade de flexão, ou seja, o ângulo de flexão, do aço. AHSS.Assim, o teste de flexão também foi realizado no aço em condição tratada criogênica e seu ângulo de flexão foi medido para avaliar a resistência ao choque do aço.Deve-se notar que o ensaio de flexão foi realizado com a pior configuração do corpo de prova, de modo que o eixo de flexão esteja na direção longitudinal, o que normalmente apresenta propriedades piores que o da direção transversal 50,51.Apenas os corpos de prova IA725 e IA735 foram submetidos ao ensaio de flexão, uma vez que o corpo de prova IA715-LN2 apresenta resistência muito inferior aos aços HPF.

Os testes de flexão das amostras em condições WQed mostram que as amostras IA725-WQ e IA735-WQ têm relações R/t de 2,6 e 5,3, respectivamente.A relação R/t é normalmente usada para a avaliação da conformabilidade de vários AHSS34,52 e o valor R/t mais baixo indica a melhor conformabilidade.A relação R/t da amostra IA725-WQ é inferior à do aço martensítico de grau 1400 MPa moldável a frio (R/t = 4) e até mesmo aos aços bifásicos de grau 1000 MPa moldáveis a frio (R/t = 3) 34,52, indicando a sua boa conformabilidade à temperatura ambiente.Por outro lado, a amostra IA735-WQ teria dificuldade na conformação a frio.

No caso dos corpos de prova tratados criogênicos, foram realizados testes de flexão e de tração adicionais após cozimento dos corpos de prova a 170 °C por 20 min para simular o aquecimento que ocorre na linha de pintura corporal35,36,53, cuja razão para tal o tratamento térmico é explicado a seguir.Uma vez que a chapa de aço seja estampada em um componente de formato líquido, ela será submetida à pintura seguida de cura, que é conhecida como ciclo de cozimento da tinta.Geralmente é conduzido a 170 °C por 20 min, o que alteraria as propriedades dos componentes.Foi relatado que o YS dos aços HPF aumenta em cerca de 100 MPa pelo endurecimento por cozimento .A medição dos ângulos de curvatura para as amostras tratadas criogênicas após o processo de cozimento simulado mostra que as amostras IA725-LN2 e IA735-LN2 têm ângulos de curvatura de 82° e 76°, respectivamente, que são muito maiores do que (55°) do 22MnB5 Aço HPF52, demonstrando a excelente resistência ao choque do aço atual.A observação da amostra de flexão fraturada IA725-LN2 submetida a cozimento (Fig. 5b) mostra que a austenita em bloco ainda está retida sem ser transformada em martensita, semelhante ao resultado do teste de tração realizado na amostra IA725-LN2.Essa alta estabilidade mecânica da austenita na amostra IA725-LN2 cozida é presumivelmente devida a um aumento na estabilidade da austenita por cozimento .Observa-se que mesmo a amostra IA735-LN2 apresenta boa resistência à colisão após o tratamento de cozimento, embora sua conformabilidade à temperatura ambiente, a relação R/t, seja inferior à dos aços martensíticos moldáveis a frio com um nível de resistência semelhante.

Conforme mencionado anteriormente, foi relatado que há uma alteração nas propriedades de tração dos aços HPF por cozimento, o que também pode acontecer no atual tipo de aço.Portanto, as propriedades de tração dos corpos de prova IA725-LN2 e IA735-LN2 foram avaliadas após cozimento a 170 °C por 20 min.Isso mostra que há de fato uma mudança nas propriedades de tração, conforme mostrado na Tabela 2. Após o cozimento, ambas as amostras IA725-LN2 e IA735-LN2 mostram aumentos em YS (em 71 MPa e 143 MPa para as amostras IA725-LN2 e IA735-LN2 , respectivamente) e alongamento (6,9% e 4,1% para as amostras IA725-LN2 e IA735-LN2, respectivamente).Estudos anteriores mostraram que não há alterações aparentes na fração de austenita em aços TRIP médio Mn submetidos a tratamentos de cozimento29,30.A análise TEM da amostra IA725-LN2 cozida, no entanto, mostra que há uma precipitação de ε-carboneto na martensita (Fig. 6), aumentando a resistência da martensita.Além disso, a partição de átomos de C de ferrita e martensita em austenita durante o cozimento aumenta a resistência da austenita55.Ambas as alterações na microestrutura levariam a um aumento no YS após o cozimento.Além disso, o aumento da estabilidade mecânica da austenita pela partição de C54,55 levaria a um aumento no alongamento após o cozimento, em contraste com o aço 22MnB5 HPF apresentando uma diminuição no alongamento após o cozimento36,53.

Micrografias TEM mostrando a precipitação de partículas de ε-carboneto na amostra recozida intercriticamente a 725 °C seguida de tratamento criogênico e tratamento de cozimento.(a) Imagem de campo escuro de partículas de ε-carboneto.(b) Imagem de alta resolução de partículas de martensita e ε-carboneto e seus correspondentes padrões de transformada rápida de Fourier.Círculo branco: pontos de difração de martensita no eixo da zona [111].Círculo vermelho: pontos de difração da primeira variante do ε-carboneto no eixo da zona [\(2\overline{11 }0\) ].Círculo amarelo: pontos de difração da segunda variante do ε-carboneto no eixo da zona [\(2\overline{11 }0\) ].As barras de escala em (a) e (b) correspondem a 20 nm e 2 nm, respectivamente.

Em resumo, nossos conceitos de design de liga e processamento permitem o desenvolvimento de aço com uma excelente combinação de resistência e conformabilidade, que são propriedades mutuamente contraditórias.Além disso, o aço desenvolvido apresenta excelente resistência a colisões, o que é crucial para a segurança dos passageiros dos automóveis.Além disso, o aço desenvolvido tem uma composição bastante semelhante à de outros aços comerciais TRIP e sua rota de processamento não envolve conformação em alta temperatura, causando interações prejudiciais entre o revestimento e os substratos, de modo que se espera que o aço desenvolvido ganhe aceitação pelos fabricantes automotivos. .

Todos os dados que apoiam as conclusões deste estudo estão disponíveis no autor correspondente, mediante solicitação.

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Este trabalho foi apoiado pela POSCO e pelo Conselho Nacional de Pesquisa de Ciência e Tecnologia (NST) - Programa de Bolsas de Pós-Doutorado do Instituto de Ciência de Materiais da Coreia (KIMS) para Jovens Cientistas no KIMS na Coreia do Sul.

Instituto Coreano de Ciência de Materiais, Changwon, República da Coreia

Instituto de Pós-Graduação em Tecnologia de Materiais Ferrosos e Energéticos, Universidade de Ciência e Tecnologia de Pohang, Pohang, República da Coreia

A. Zargaran, TTT Trang e NJ Kim

Laboratório Técnico POSCO, Gwangyang, República da Coreia

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Experimentos projetados por GP, JKO e NJK;GP, AZ, JKO e TTTT realizaram experimentos;GP, AZ, JKO e NJK interpretaram os resultados;GP, AZ e NJK escreveram o artigo com feedback de todos os coautores.

Correspondência para A. Zargaran ou NJ Kim.

Os autores declaram não haver interesses conflitantes.

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Reimpressões e permissões

Park, G., Zargaran, A., Oh, JK et al.Superando o compromisso entre resistência e conformabilidade em aços de alta resistência por meio de tratamento criogênico.Sci Rep 12, 15411 (2022).https://doi.org/10.1038/s41598-022-19521-w

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-19521-w

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Relatórios Científicos (Sci Rep) ISSN 2045-2322 (online)

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