BR112012007636B1

BR112012007636B1 - aço de tubo de duto tendo resistência favorável e ductilidade, e seus método de fabricação e método de controle de qualidade

Info

Publication number: BR112012007636B1
Application number: BR112012007636-1A
Authority: BR
Inventors: Hajime Ishikawa; Ryuji Uemori; Yoshiyuki Watanabe; Nobuhiko Mamada; Kiyoshi Ebihara; Akihiko Kojima
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Priority date: 2009-10-05
Filing date: 2010-10-04
Publication date: 2018-11-21
Also published as: BR112012007636A2; WO2011043287A1; JPWO2011043287A1; JP4824142B2

Abstract

aço de tubo de duto tendo resistência favorável e ductilidade, e método de fabricação do mesmo. a presente patente refere-se a um tubo de duto tendo força e ductilidade favoráveis contém, por % de massa, c: 0,07% a 0,15%, si: 0,05% a 0,60%, mn: 0,80% a 1,80%, p: 0,010% ou menos, s: 0,007% ou menos, v: 0,05% a 0,12%, nb: 0,005% a 0,070%, al: 0,005% a 0,08%, ti: 0,005% a 0,030%, ca: 0,0005% a 0,0035%, n: 0,0020% a 0,0060%, e o: 0,0030% ou menos, um resto constituído por ferro e impurezas inevitáveis, em que uma estrutura do mesmo é uma estrutura de duas fases de ferrita e perlita, uma razão de área de constituinte de martensita-austenita é inferior a 1,5%, uma espessura da chapa é de 18mm ou mais, e o limite ao escoamento é de 450 mpa ou mais.

Description

(54) Título: AÇO DE TUBO DE DUTO TENDO RESISTÊNCIA FAVORÁVEL E DUCTILIDADE, E SEUS MÉTODO DE FABRICAÇÃO E MÉTODO DE CONTROLE DE QUALIDADE (73) Titular: NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL CORPORATION, Sociedade Japonesa. Endereço: 6-1, Marunouchi 2-Chome, Chiyoda-Ku, Tokyo 100-8071, JP-Japão., JAPÃO(JP) (72) Inventor: HAJIME ISHIKAWA; RYUJI UEMORI; YOSHIYUKI WATANABE; NOBUHIKO MAMADA; KIYOSHI EBIHARA; AKIHIKO KOJIMA.

Prazo de Validade: 20 (vinte) anos contados a partir de 04/10/2010, observadas as condições legais

Expedida em: 21/11/2018

Assinado digitalmente por:

Alexandre Gomes Ciancio

Diretor Substituto de Patentes, Programas de Computador e Topografias de Circuitos Integrados

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Relatório Descrtivo da Patente de Invenção para AÇO DE TUBO DE DUTO TENDO RESISTÊNCIA FAVORÁVEL E DUCTILIDADE, E SEUS MÉTODO DE FABRICAÇÃO E MÉTODO DE CONTROLE DE QUALIDADE .

CAMPO TÉCNICO [001] A presente invenção refere-se a um aço de dureza elevada, alta resistência, e alta ductilidade que tem resistência suficiente para o uso na construção soldada e é excelente em termos de características de ductilidade e dureza de baixa temperatura, e um método de fabricação do mesmo. A invenção refere-se particularmente ao aço de tubo de duto que é necessário para ter dureza de baixa temperatura em regiões frias, e têm excelente resistência e ductilidade com respeito ao alongamento, e a um método de fabricação do mesmo.

[002] Prioridade é reivindicada no Pedido de Patente Japonesa N °2009-231799, depositado em 5 de outubro de 2009 , cujo conteúdo está aqui incorporado por referência.

ANTECEDENTES DA TÉCNICA [003] Nos últimos anos, tem havido uma procura por um aumento na resistência do aço de tubo de duto a fim de melhorar a segurança, aumentar a pressão do gás transportado, ou similares, dessa maneira, melhorando a eficiência da operação, e reduzir a quantidade de um material de aço usado, diminuindo dessa forma os custos. Além disso, o uso de tal material de aço está se expandindo para áreas sob rigorosas condições ambientais, tais como áreas de frio, e características muito severas são necessárias. Particularmente, em aço estrutural tal como utilizado em regiões propensas a terremotos e similares, existe uma demanda por deformação plástica, características de resistência a fratura dúctil, ou similar, além das características requeridas na técnica relacionada.

[004] Por exemplo, o Documento de Patente 1 sugere aço que

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2/29 pode ser alongado com alta uniformidade e elimina fratura dúctil. Neste aço, ductilidade elevada é conseguida proporcionando uma estrutura mista na qual uma quantidade adequada de uma fase dura é introduzida ao ferrite através de um tratamento de extinção-laminaçãorevenido (tratamento QLT). Além disso, no Documento de Patente 2, a otimização dos componentes de aço e temperabilidade (Di), e ductilidade elevada através de resfriamento acelerado são alcançados.

[005] O Documento de Patente 3 sugere uma chapa de aço que é excelente em termos de características de resistência HIC, em que uma estrutura mista composta de ferrita, perlita, e bainita é fabricada sem resfriamento acelerado de 16 mm ou menos e aços X56 ou menos, e características de resistência HIC estão garantidas.

[006] O Documento de Patente 4 sugere uma chapa de aço de 570 MPa ou mais, em que a geração de constituinte de martensitaaustenita (MA) é suprimida pelo aquecimento por indução, depois de resfriamento acelerado, e a dureza na camada de superfície é suprimida. Alta resistência e dureza são alcançadas suprimindo a variação na dureza na direção da espessura da placa.

[007] Geralmente, em aço de alta resistência, é necessário aumentar o equivalente de carbono ou índice de resfriamento, a fim de garantir resistência. No entanto, em um caso em que apenas o equivalente de carbono é aumentado, a ductilidade ou dureza é degradada. Enquanto isso, em aço de tubo de duto de diâmetro grande, existe uma procura por uma redução da variação da resistência, ductilidade, ou similares dentro da placa, a fim de gerir a ductilidade após UOE, JCOE, e outra produção de tubo, e é necessária para suprimir a geração significativa de estruturas rígidas na microestrutura.

DOCUMENTO DA TÉCNICA ANTERIOR

DOCUMENTO DE PATENTE [008] Documento de patente 1 JP-A-2,003-253,331

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3/29 [009] Documento de patente 2 JP-A-2,003-288,512 [0010] Documento de patente 3 JP-A-2,001-158,936 [0011] Documento de patente 4 JP-A-2,008-121,036 DESCRIÇÃO DA INVENÇÃO [0012] Problema que a invenção deve resolver [0013] Os presentes inventores descobriram que existem os seguintes problemas nas técnicas da arte relacionada.

[0014] Em aço de tubo de duto de diâmetro grande existe uma procura por uma redução da variação da resistência, ductilidade, e outras características no interior da placa, a fim de gerir a ductilidade após UOE, JCOE, e outra produção de tubo. Desta maneira, uma técnica é empregada em que a variação das características de aço dentro do aço é diminuída pela formação de uma estrutura uniforme através, por exemplo, de um tratamento de extinção-laminação-revenido (tratamento de QLT). No entanto, uma vez que, pelo menos, três ou mais operações de um tratamento térmico são realizadas a uma temperatura elevada no tratamento de QLT, os custos são aumentados. Além disso, enquanto resistência elevada e ductilidade podem ser conseguidas por resfriamento acelerado, que corresponde a um tratamento térmico numa região de duas fases, é extremamente difícil de uniformemente resfriar o interior da placa durante o resfriamento acelerado.

[0015] A fim de garantir as características de resistencia HIC, como descrito no Documento de Patente 3, uma dureza Vickers de 248 Hv ou menos, tal como definido na NACE, e redução da dureza ao longo do aço inteiro são necessários, e, desta maneira, é difícil aumentar a resistência. Além disso, a fabricação de tal aço, através de resfriamento acelerado sempre provoca a geração de bainita ou MA, que é uma estrutura rígida. Neste caso, o alongamento (particularmente alongamento local) é degradado em todas as vezes.

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4/29 [0016] Como descrito no Documento de Patente 4, o alongamento local pode ser melhorado através da redução da dureza na camada de superfície através de aquecimento por indução, após resfriamento acelerado. No entanto, em uma estrutura que é fabricada por resfriamento acelerado e é uma estrutura mista de bainita e ferrita, uma estrutura de banda não é formada, e ferrita normal não é observada, como mostrado na figura 2 no Documento de Patente 4. Em tal estrutura, o alongamento local é melhorado, mas alongamento uniforme é significativamento degradado, e, inversamente, o alongamento total é degradado. Além disso, a instalação de uma unidade de aquecimento por indução em uma linha de fabricação gera custos, e é muito difícil controlar o tratamento térmico por aquecimento por indução, devido à relação com a espessura da superfície em ondas eletromagnéticas.

[0017] Desta maneira, a invenção tem por objetivo prover uma placa de aço espessa de alta resistência não dispendiosa, tendo dureza favorável e características de ductilidade em aço de tubo de duto, um método de fabricação do mesmo, e um método de controle de qualidade do mesmo.

[0018] Como resultado da investigação a respeito da influência de uma estrutura rígida, como MA, sobre a ductilidade ou segregação que induz a geração de MA, os inventores descobriram que a degradação de alongamento local é evitada pela formação de uma estrutura de aço em uma estrutura de duas fases de ferrita e bainita e suprimindo a geração de MA do ponto de vista do equilíbrio entre a resistência e ductilidade.

[0019] A invenção provê o seguinte:

[0020] Aço de tubo de duto tendo resistência e ductilidade favorável de acordo com um aspecto da presente invenção contém, em % de massa, C: 0,07% a 0,15%, Si: 0,05% a 0,60%, Mn: 0,80% a 1,80%, P: 0,010% ou menos, S: 0,007% ou menos, V: 0,05% a 0,12%, Nb:

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0,005% a 0,070%, Al: 0,005% a 0,08%, Ti: 0,005% a 0,030%, Ca: 0,0005% a 0,0035%, N: 0,0020% a 0,0060%, e O: 0,0030% ou menos, um equilíbrio consistindo em ferro e impurezas inevitáveis, em que uma estrutura do mesmo é uma estrutura de duas fases de ferrita e perlita, uma proporção de área do constituinte de martensita-austenita é inferior a 1,5%, uma espessura de placa é de 18 mm ou mais, e a resistência de rendimento é de 450 MPa ou mais.

[0021] O aço de tubo de duto, de acordo com o item acima (1), pode ainda conter, % em massa, um ou dois ou mais de Cu: 0,05% a 0,70%, Ni 0,05%% a 0,70, Cr: 0,80% ou menos, Mo: 0,30% ou menos, B: 0,0003% a 0,0030%, Mg: 0,0003% a 0,0030%, e terras raras (REM): 0,0005% a 0,0050%.

[0022] No aço de tubo de duto, de acordo com os itens (1) ou (2) acima, a bainita pode não ser detectada sob um microscópio óptico.

[0023] No aço de tubo de duto de acordo com os itens (1) ou (2) acima, o grau de segregação de Mn pode ser 1,7 ou menos.

[0024] No aço de tubo de duto, de acordo com o item (4) acima, graus de segregação de Si e P podem ser de 1,5 ou menos e 8,0 ou menos, respectivamente.

[0025] Em um método de fabricação de aço de tubo de duto tendo resistência favorável e ductilidade de acordo com outro aspecto da invenção, depois que uma placa tendo componentes químicos de aço de tubo de duto de acordo com os itens (1) ou (2) acima é aquecida para 1250° C ou inferior, laminação a quente com uma redução de laminação cumulativa de 40% ou mais é levada a cabo numa região de temperatura de 850° C ou superior, a laminação a quente é terminada em uma faixa de temperatura de 700° C a 800° C, e, em seguida resfriamento a ar é realizado.

[0026] No método de fabricação de acordo com o item (6) acima, após o resfriamento a ar, um tratamento de revenido pode ser realiza

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6/29 do sobre a placa de aço em uma temperatura que se estende de 500° C a 300° C.

[0027] Em um método de controlar uma qualidade de aço de tubo de duto com resistência favorável e ductilidade de acordo com outro aspecto da invenção, uma quantidade de constituinte de martensitaaustenita na placa de aço fabricada por uma laminação quente é medida, e as condições de fabricação são controladas de modo que uma razão de área do constituinte de martensita-austenita torna-se menos do que 1,5%, melhorando assim a ductilidade.

[0028] No método de controle de qualidade de acordo com o item (8) acima, a ductilidade pode ser melhorada através da realização de resfriamento a ar, como um método de resfriamento após a laminação a quente.

[0029] No método de controle de qualidade de acordo com os itens (8) ou (9) acima, a ductilidade pode ser melhorada por controle do grau de segregação de Mn em uma placa de aço para 1,7 ou menos.

[0030] No método de controle de qualidade de acordo com os itens (8) ou (9) acima, a ductilidade pode ser melhorada através do controle da proporção de bainita em uma chapa de aço a 1% ou menos.

[0031] Como descrito acima, uma vez que a invenção pode prover aço de tubo de duto tendo resistência e ductilidade favoráveis, a invenção é extremamente útil na indústria.

Breve Descrição do Desenho [0032] A figura 1 é um gráfico mostrando a relação entre alongamento uniforme (U. El), alongamento local (L. El) e alongamento total (T. El).

DESCRIÇÃO DETALHADA DA INVENÇÃO [0033] Geralmente, a adição de uma grande quantidade de uma

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7/29 liga ou resfriamento acelerado é eficaz para aumentar a resistência, mas tal processo forma uma estrutura tendo uma temperabilidade elevada e, desta maneira, inversamente, degrada a ductilidade. Além disso, quando a resistência é aumentada, há casos nos quais MA, bainita revenida, ou semelhante é gerado localmente, mas a relação entre o fato acima e o alongamento não é clara em muitos aspectos. [0034] Desta maneira, os inventores realizaram estudos detalhados sobre a influência das estruturas na ductilidade, investigaram a influência do MA e outras estruturas rígidas sobre a ductilidade ou segregação que induz a geração de MA, e esclareceram que é necessário o seguinte.

[0035] É necessário formar uma estrutura de duas fases de ferrita e perlita do ponto de vista do equilíbrio entre a resistência e ductilidade.

[0036] A geração de MA tem pouca influência sobre o alongamento uniforme, no entanto, quando a porção de MA é aumentada, o alongamento local é significativamente degradado. Além disso, bainita tendo cerca de 400 Hv ou mais mostra o mesmo comportamento que MA, e geração do mesmo degrada o alongamento local.

[0037] A fim de suprimir a geração de MA, é importante controlar o processo de fabricação, mas também é importante reduzir a segregação. Particularmente, no que diz respeito à segregação, quando o grau de segregação é aumentado, MA bruto ao longo da segregação é formado, e o alongamento local é significativamente degradado.

[0038] Como descrito acima, em geral, um material cuja resistência é aumentada para utilização em tubos de duto tem um baixo valor de ductilidade. Por exemplo, em um caso em que uma estrutura de bainita de fase única é formada usando resfriamento acelerado, é fácil assegurar tensão de ruptura (YS) de aproximadamente 450 MPa. No entanto, um aumento na resistência degrada a ductilidade (alonga

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8/29 mento uniforme). Além disso, num caso em que uma estrutura de fase única é formada, ductilidade, particularmente, o alongamento local é significativamente degradado, e é difícil assegurar o equilíbrio entre resistência e ductilidade. Além disso, no caso em que uma fase única de ferrita é formada, aumentar a resistência é possível, mas é difícil garantir a resistência. Além disso, quando há ferrita e uma bainita rígida, que é gerada por resfriamento acelerado, o alongamento local é degradado.

[0039] Desta maneira, uma estrutura de duas fases de ferrita para aumentar a ductilidade, e perlita para assegurar a resistência, torna-se necessária.

[0040] Além disso, num caso em que a resistência é aumentada, MA é gerado em uma parte de perlita ou bainita em todos as vezes. Um exemplo que mostra a relação entre este MA, alongamento uniforme (U. El), alongamento local (L. El), e alongamento total (T. El) é mostrado na figura 1. Como mostrado na figura 1, um aumento na MA dificilmente degrada o alongamento uniforme, mas degrada o alongamento local. Descobriu-se que, como resultado da degradação do alongamento local, devido ao aumento em MA, o alongamento total é degradado. A fim de evitar a degradação do alongamento uniforme, na invenção, MA é controlado a 1,5% ou menos. MA é mais preferivelmente controlado a 1,0% ou menos, ou 0,5% ou menos.

[0041] Desta maneira, o invento realiza o aço de alta resistência, cuja ductilidade é garantida através do controle de uma estrutura de duas fases de ferrita e perlita e o controle de MA e segregação a baixo custo.

[0042] De agora em diante, a configuração da invenção será descrita em detalhes. Em primeiro lugar, as razões pelas quais a composição do material de aço da presente invenção é limitada serão descritas. Enquanto isso, no presente relatório descritivo, todos os conteúPetição 870180059056, de 09/07/2018, pág. 12/44

9/29 dos de % indicam % em massa.

[0043] C: 0,07% a 0,15% [0044] C é um elemento necessário para garantir a resistência, e adição de 0,07% ou mais é requerido. Uma vez que a adição de uma grande quantidade causa uma preocupação de degradação da ductilidade ou dureza de baixa temperatura, o valor limite superior é estabelecido para 0,15%, e desejavelmente 0,12% ou menos.

[0045] Si: 0,05% para 0,60% [0046] Si é um elemento eficaz para desoxidar e aumentar a resistência do aço por meio de reforço de solução sólida, mas estes efeitos não são exibidos quando menos de 0,05% é adicionado. Além disso, quando mais de 0,60% é adicionado, uma grande quantidade de MA é gerada na estrutura, e, desta maneira, a dureza é degradada. Deste modo, a quantidade de Si adicionado é estabelecida para 0,20% a 0,60%. Enquanto isso, a quantidade adicionada é desejavelmente inferior a 0,45% uma vez que MA (ou austenita restante) começa a aumentar a 0,45% ou mais.

[0047] Mn: 0,80% a 1,80% [0048] Mn aumenta a resistência do aço e, desta maneira, é um elemento eficaz para aumentar a resistência. A adição de 0,80% ou mais é necessária para alcançar o acima. No entanto, quando a quantidade adicionada excede 1,80%, o grau de segregação, tal como a segregação de centro ou micro-segregação, é aumentada de modo a induzir a geração de MA, e, desta maneira, o alongamento local é degradado. Desta maneira, a faixa adequada de Mn é estabelecida para 0,80% a 1,80%. Para aumentar a resistência, o limite inferior de Mn é desejavelmente estabelecido para 1,0%, 1,2% ou 1,3%.

[0049] P: 0,010% ou menos [0050] Em mais de 0,010%, P segrega em limites de grão, de modo a significativamente degradar a dureza do aço. Além disso, a con

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10/29 centração de P na banda de segregação é aumentada, e geração de MA é induzida. Desta maneira, o limite superior da quantidade adicionada é definido como 0,010%. Enquanto isso, é desejável reduzir o teor de P, tanto quanto possível do ponto de vista da degradação supressora da ductilidade ou valor de dureza.

[0051] S: 0,007% ou menos [0052] S existe em aço sob a forma de MnS, e tem uma ação de refinar grãos em estruturas laminadas e resfriadas, no entanto, quando o teor excede 0,007%, a dureza do material mãe e porções soldadas é degradada. Deste modo, o teor de S é definido como 0,007% ou menos.

[0053] Nb: 0,005% a 0,070% [0054] Uma vez que o ar de resfriamento é empregado como o método de resfriamento para controle de estrutura na invenção, Nb, é um elemento importante para garantir a resistência. Além disso, a adição de Nb refina grãos em austenita aquecida durante o reaquecimento ou revenido da chapa, e aumenta a resistência do aço. A adição de 0,005% ou mais é necessária para os efeitos acima. No entanto, uma vez que a adição de uma quantidade excessiva de Nb degrada a ductilidade do material mãe, o valor limite superior da quantidade de Nb agregado é definido como 0,070%. O limite superior de Nb pode ser limitado a 0,050% ou 0,35% para melhoria na dureza do material mãe. [0055] V: 0,05% a 0,12% [0056] V tem substancialmente a mesma ação que Nb, mas os efeitos são pequenos em comparação com Nb. Os mesmos efeitos que os de Nb são pequenos, com um teor de menos de 0,05%. No entanto, quando o contexto excede 0,12%, a ductilidade é degradada. Desta maneira, a faixa adequada da quantidade de V agregada é definida como 0,05% a 0,12%.

[0057] Al: 0,005% a 0,08%

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11/29 [0058] A adição de 0,005% ou mais de Al é necessária para a finalidade de desoxidação. Quando menos de 0,005 % é adicionado, a geração de MA é suprimida, mas o aço é fracamente desoxidado, e torna-se altamente provável que óxidos inferiores sejam gerados, e, desta maneira, o alongamento local é degradado. Por outro lado, a adição excessiva de mais de 0,08% degrada a soldabilidade. Este problema é perceptível particularmente na soldadura por arco submerso (SAW), na qual o fluxo é usado, e os similares, em que a dureza do metal soldado deteriora-se, e a dureza de zonas afetadas por calor (HAZ) degrada. Desta maneira, o limite superior de Al é ajustado para 0,08%. O limite superior de Al é de preferência limitado a 0,06% ou 0,04% para melhoria na soldabilidade.

[0059] Ti: 0,005% a 0,030% [0060] Uma vez que Ti combina com N, de modo a formar TiN, que é eficaz para aumentar a resistência e ductilidade, em aço, a adição de 0,005% ou mais é desejada. No entanto, quando mais do que 0,030% de Ti é adicionado, há uma preocupação de que TiN seja embrutecido, e a ductilidade do material mãe é degradada. Desta maneira, Ti é ajustado numa faixa de 0,005% a 0,030%.

[0061] Ca: 0,0005% a 0,0035% [0062] No caso em que 0,0005% ou mais de Ca é adicionado, Ca tem um efeito de controlar a forma do sulfeto (MnS) e aumentar a energia de Charpy absorvida de modo a melhorar a dureza de baixa temperatura. No entanto, quando o conteúdo excede a 0,0035%, uma grande quantidade de CaO ou CaS brutos é gerada, e, por conseguinte, a ductilidade e a resistência do aço são adversamente afetadas. Assim, o limite superior da quantidade de Ca está limitado a 0,0035%. [0063] N: 0,0020% a 0,0060% [0064] Uma vez que N combina com Ti de modo a formar TiN, que é eficaz para aumentar a resistência e ductilidade, em aço, a adição

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12/29 de 0,0020% ou mais de N é requerida. No entanto, N também tem um efeito extremamente grande como um elemento de reforço de solução sólida, e há uma preocupação de que a adição de uma grande quantidade degrada a ductilidade. Desta maneira, o limite superior de N é definido como 0,0060%, de modo que o efeito de TiN, que tem uma grande influência sobre a ductilidade, é obtido na máxima extensão. [0065] O: 0,0030% ou menos [0066] No caso do aço de alta resistência, quando o conteúdo de O excede 0,0030%, a limpeza e a dureza do aço são deterioradas. Desta maneira, o valor limite superior é definido como 0,0030%.

[0067] Os componentes básicos da invenção são como descritos acima, e podem alcançar suficientemente os valores alvo, no entanto, a fim de aumentar as características, um ou dois ou mais dos elementos a seguir podem ser adicionados como elementos selectivos de acordo com a necessidade.

[0068] Cu: 0,05% a 0,70% [0069] Cu é um elemento vantajoso para aumentar a resistência. A fim de assegurar o efeito de precipitação por Cu, a adição de 0,05% ou mais é desejada. No entanto, desde que a adição excessiva aumenta a dureza do material mãe, e degrada a ductilidade, o limite superior de Cu é ajustado para 0,70%. O conteúdo de Cu é de preferência limitado a 0,50% ou menos, 0,30% ou menos, ou 0,20% ou menos para a melhoria da ductilidade.

[0070] Ni 0,05% a 0,70% [0071] Ni tem efeitos de melhorar a resistência e a dureza e prevenir o craqueamento de Cu sem afetar adversamente a soldabilidade e similares. A fim de obter estes efeitos, a adição de 0,05% ou mais é necessário. No entanto, Ni é dispendioso, e a adição de 0,70% ou mais leva a uma incapacidade para a fabricação de aço a baixo custo, e, desta maneira, a quantidade adicionada é limitada a 0,70% ou me

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13/29 nos. A quantidade de Ni adicionada é desejavelmente menor, a fim de melhorar a ductilidade, e pode ser limitada a 0,50% ou menos, 0,30% ou menos, ou 0,20% ou menos.

[0072] Cr: 0,80% ou menos [0073] Cr é um elemento de aumento da resistência do material mãe. No entanto, quando o teor excede 0,80%, a dureza do material mãe é aumentada, e a ductilidade é deteriorada. Desta maneira, o valor limite superior é ajustado para 0,80%. O teor de Cr é de preferência limitado a 0,50% ou menos, 0,30% ou menos, ou 0,10% ou menos, a fim de melhorar a ductilidade.

[0074] Mo: 0,30% ou menos [0075] Similarmente a Cr, Mo é também um elemento que aumenta a resistência do material mãe. No entanto, quando o conteúdo excede 0,30%, a dureza do material mãe é aumentada, e a ductilidade é deteriorada. Desta maneira, o valor limite superior é estabelecido para 0,30%. O conteúdo de Mo é de preferência limitado a 0,20% ou menos, ou 0,10% ou menos, a fim de melhorar a ductilidade.

[0076] B: 0,0003% a 0,0030% [0077] B é um elemento que forma uma solução sólida em aço, de modo a aumentar a capacidade de endurecimento e aumentar a resistência. A fim de obter o efeito, a adição de 0,0003% ou mais é requerida. Contudo, a adição excessiva de B degrada a dureza do material mãe. Desta maneira, o valor limite superior é estabelecido como 0,0030%.

[0078] Mg: 0,0003% a 0,0030% [0079] Mg tem ações de suprimir o crescimento de grãos de austenita e manutenção de grãos finos, e melhora a dureza. A fim de exibir este efeito, a adição de pelo menos 0,0003% ou mais é essencial, e esta quantidade é definida como o limite inferior. Por outro lado, mesmo quando a quantidade adicionada é aumentada mais do que o necessá

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14/29 rio, não só o efeito relativo à quantidade adicionada é diminuido, mas o rendimento de produção de aço de Mg também não é sempre elevado, e a eficiência econômica é perdida. Considerando essas circunstâncias, o limite superior é limitado a 0,0030% na invenção.

[0080] Terras raras: 0,0005% a 0,0050% [0081] Da mesma forma que para Mg, terras raras também têm ações de suprimir o crescimento de grãos de austenita e manter grãos finos, e melhora da dureza. A fim de mostrar este efeito, a adição de pelo menos 0,0005% ou mais é essencial, e esta quantidade é definida como o limite inferior. Por outro lado, mesmo quando a quantidade adicionada é aumentada mais do que o necessário, não só o efeito relativo à quantidade adicionada é diminuido, mas o rendimento de produção de aço de terras raras também não é sempre elevado, e a eficiência econômica é perdida. Considerando essas circunstâncias, o limite superior é limitado a 0,0050% na invenção.

[0082] A invenção permite principalmente a fabricação de tubo de duto UOE ou JCOE de alta resistência e alta ductilidade como um material de aço para a soldadura de tubo de duto. Uma das características do aço da presente invenção é que as características compostas de resistência, dureza, e ductilidade são asseguradas principalmente por uma estrutura de duas fases de ferrita (tendo estruturas de banda de ferrita) e perlita. A ferrita na invenção tem uma assim chamada estrutura de banda de ferrita que vai ao longo da direção de laminação quente naquele lugar.

[0083] Além do mais, neste momento, quando a porção de MA torna-se 1,5% ou mais, uma grande quantidade de espaços vazios é gerada perto de MA durante um teste de tensão, um fluxo de plástico promove fratura de cisalhamento, e alongamento local é significativamente degradado. A fim de suprimir a Ma induzida por segregação que degrada o alongamento local, e forma 1,5% ou menos de MA, é

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15/29 importante não realizar resfriamento abrupto. Em mais detalhe, o MA tendo uma dureza Vickers de 400 Hv a 700 Hv causa frequentemente a geração de vazios, e resulta em degradação significativa do alongamento local. Desta maneira, a degradação do alongamento local pode ser evitada se a MA de 400 Hv a 700 HV é suprimida. Enquanto a porção de MA está na faixa acima, os graus de segregação dos respectivos elementos na chapa de aço não são necessariamente regulados na invenção. No entanto, o grau de segregação de Mn na placa de aço é desejavelmente estabelecido para 1,7 ou menos. Os graus de segregação de Si e P na chapa de aço são, de preferência, ajustados para 1,5 e 8,0 ou menos, respectivamente.

[0084] Quando o grau de segregação de Mn na chapa de aço excede 1,7, o grau de segregação de Si excede 1,5, ou o grau de segregação de P excede 8,0, o MA é significativamente gerado. Na invenção, apenas o grau de segregação dos elementos da chapa de aço laminada é definido, no entanto, para garantir o grau de segregação de Mn de 1,7 ou menos, quando a placa é produzida, é necessário obter o grau de segregação de Mn de 1,1 ou menos na chapa. Além disso, a invenção não limita o método de fabricar uma chapa, a fim de controlar a segregação de Mn na chapa. No entanto, para controlar a distribuição de MA, é necessário reduzir não só a microsegregação, tal como a segregação de centro, mas também a micro-segregação.

[0085] Na invenção, o grau de segregação refere-se à concentração do pico de Mn, Si, ou P em um local de 1 mm 2 de área na meio espessura (1/2-espessura) da chapa, em que uma análise de componente é realizada, dividida pela concentração média de cada um dos elementos. Na análise de componente, por exemplo, um micro analisador de sonda de elétrons (EPMA) ou um micro analisador auxiliado por computador (CMA) pode ser usado.

[0086] Em seguida, as razões pelas quais as condições de fabriPetição 870180059056, de 09/07/2018, pág. 19/44

16/29 cação do material de aço da presente invenção são limitadas serão descritas.

[0087] O grau de segregação de Mn na chapa é de preferência controlado a 1,1 ou mais. A fabricação de uma placa de aço usando tal chapa pode de forma confiável controlar o grau de segregação de Mn na chapa de aço para 1,7 ou menos. Como descrito acima, quando o grau de segregação de Mn na chapa de aço excede 1,7, é provável que Mn seja significativamente gerado. Enquanto isso, na invenção, apenas o grau de segregação de Mn com respeito à chapa está definido. Embora a segregação de Si e P seja também importante, os graus de segregação de Si e P não estão definidos uma vez que o processo de fabricação tem uma maior influência em comparação com Mn. Em um caso em que a segregação de Si e P é permitida, os graus de segregação são desejavelmente 1,5 e 8,0 ou menos. Exemplos de um método para controlar o grau de segregação de Mn na chapa, que podem ser utilizados, incluem pequena redução (redução suave), agitação eletromagnética durante a fundição contínua, um tratamento térmico de difusão de elementos segregados por um tratamento térmico a alta temperatura sobre a chapa, e outros métodos largamente conhecidos. No processo de fabricação da chapa, o qual foi utilizado na invenção, o método foi realizado sob uma pressão leve. [0088] Quando a temperatura de aquecimento excede 1250° C, os grãos de austenita são significativamente mais grosseiros, e o aquecimento gera uma grande quantidade de escala sobre a superfície do aço de tal modo que a qualidade da superfície é significativamente degradada. Desta maneira, o limite superior da temperatura de reaquecimento foi ajustado para 1250° C.

[0089] É necessário efetuar a laminação quente com uma redução cumulativa de laminação de 40% ou mais, em uma região de temperatura de 850° C ou superior. Um aumento na redução de laminação

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17/29 nesta região de temperatura contribui para o refinamento de grãos de austenita durante a laminação, e, consequentemente, tem um efeito de refinação de grãos de ferrita, de modo a melhorar as propriedades mecânicas. A fim de obter o efeito acima, é necessário controlar a taxa de redução cumulativa de 40% ou mais em uma região de temperatura de 850° C ou superior.

[0090] É necessário realizar a laminação a quente com uma redução cumulativa de laminação de 40% ou mais na região de temperatura de não recristalização de austenita. Um aumento na redução de laminação, na região de temperatura de não recristalização contribui para refinamento de grãos de austenita durante a laminação, e, consequentemente, tem um efeito de refinação de grãos de ferrita, de modo a melhorar as propriedades mecânicas. A fim de obter o efeito acima, é necessário controlar a taxa de redução cumulativa de 40% ou mais na região de temperatura de não recristalização. Desta maneira, a redução cumulativa de laminação na região de temperatura de não-recristalização foi limitada para 40% ou mais.

[0091] A chapa necessita ser laminada a quente em uma faixa de temperatura de 800° C a 700° C e em seguida resfriada no ar. Neste caso, o resfriamento lento, a uma taxa de resfriamento de 5° C/s é desejável. Na invenção, a laminação é terminada em uma região de temperatura de duas fases de 800° C a 700° C, e uma estrutura mista de ferrita e perlita é gerada. Desta forma, a dureza do material mãe, tal como DWTT, uma elevada resistência e alta ductilidade são alcançados. Enquanto isso, a laminação a quente é mais desejavelmente realizada em uma faixa de temperatura de 780° C a 720° C do ponto de vista de assegurar o equilíbrio entre a resistência, a ductilidade e a dureza usando os componentes químicos.

[0092] Quando a temperatura de laminação de acabamento excede a 800° C, uma perlita em forma de banda não é formada, e a ducti

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18/29 lidade ou a dureza do material mãe é degradada. Além disso, quando a temperatura acabamento de laminação é menor do que 700° C, a quantidade de ferrita processada é aumentada, e a ductilidade (alongamento uniforme) é significativamente degradada.

[0093] Na invenção, somente resfriamento a ar é definido como o método de resfriamento, e a taxa de resfriamento é determinada de acordo com a relação com a espessura da chapa. Para espessuras de placa comuns, quando a taxa de resfriamento excede a 5° C/s, MA ou bainita é susceptível de ser gerada, e a dureza ou ductilidade é degradada. Desta maneira, resfriamento lento a uma taxa de refrigeração inferior a 5° C/s é desejável. 2° C/s ou menos é mais desejável. Resfriamento a ar permite a referida taxa de resfriamento ser facilmente obtida.

[0094] É eficaz realizar um tratamento de revenido suave, em um intervalo de temperatura de 500° C a 300° C, após o resfriamento. Uma temperatura de revenido excedendo a 500° C provoca a degradação da resistência. Na temperatura de revenido de menos do que 300° C, MA não é decomposta e, desta maneira, a degradação da ductilidade é causada. Além disso, o tratamento de revenido suave em um intervalo de temperatura de 500° C a 300° C também melhora o alongamento local do ponto de vista de desidrogenação.

[0095] Enquanto isso, na invenção, é necessário formar uma estrutura de duas fases de ferrita e perlita como a estrutura como descrita acima. A proporção desta estrutura não é necessariamente definida, mas a porção de ferrita é desejavelmente cerca de 60% a 95%.

[0096] Como descrito acima, a inclusão de uma grande quantidade de uma estrutura rígida degrada alongamento local, e desta maneira a geração de bainita é evitada na invenção. Quando uma placa de aço, tal como fabricado sob as condições da presente invenção é observada utilizando um microscópio óptico, bainita não é detectada.

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Como resultado, o aço da invenção na especificação tem uma estrutura de duas fases de ferrita e perlita. No entanto, é difícil remover completamente bainita industrialmente e, desta maneira, bainita foi confirmada no nível do microscópio eletrônico, mesmo na invenção. A proporção da bainita é desejavelmente controlada a 1% ou menos.

[0097] Na invenção, a espessura da placa foi estabelecida para 18 mm ou mais, e a tensão de escoamento foi ajustada para 450 MPa ou mais. Com uma espessura de placa de menos do que 18 mm, enquanto a tensão de escoamento é facilmente garantida, a taxa de resfriamento se torna rápida, mesmo quando resfriamento a ar é empregado, e, desta maneira, uma grande quantidade de estruturas rígidas, tais como bainita, são geradas de modo que é difícil assegurar o alongamento. Além disso, é geralmente conhecido que o alongamento é melhorado à medida que a tensão de escoamento é degradada. Com uma tensão de escoamento de menos de 540 MPa, os resultados de alongamento total de 20% ou mais em um ensaio de tração GOST e 40% ou mais em um ensaio de tração API são facilmente obtidos mesmo sem controlar a estrutura, o método de fabricação, e similares. Desta maneira, a invenção apresenta ações particularmente preferenciais e efeitos em uma placa de aço com uma resistência à deformação de 450 MPa ou mais. As ações e efeitos são mais preferíveis em uma placa de aço com uma resistência à deformação de 540 MPa ou mais. A dureza da placa de aço tem de preferência uma taxa de superfície dúctil de fratura à temperatura de -20° C de 70% ou mais em um teste de DWTT.

EXEMPLOS [0098] Em seguida, os exemplos da invenção serão descritos.

[0099] Chapas obtidas por aço fundido moldado tendo os componentes químicos na tabela 1 foram laminados a quente sob as condições mostradas na tabela 2, de modo a produzir placas de aço. En

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20/29 quanto isso, a coluna da redução cumulativa de laminação na tabela 2 indica a redução cumulativa de laminação em uma região de temperatura de 850° C ou superior.

[00100] Depois disso, os testes foram realizados para avaliar as propriedades mecânicas. Na coluna do método de resfriamento na tabela 2, o resfriamento acelerado foi realizado a taxas (° C/s) mostradas entre parênteses para os aços comparativos r e s. As chapas de aço diferentes das acima foram resfriadas por meio de resfriamento a ar.

[00101] Como espécimes de teste de tensão, os espécimens de teste GOST de padrão russo foram tirados das respectivas amostras de chapas de aço, e resistência de rendimento (YS: 0,5% sob carga), resistência à tração (TS), alongamento total (T. El), alongamento uniforme (U. El), e alongamento local (L. El) foram avaliados. Para a dureza do material mãe, a taxa de superfície dúctil de fratura à temperatura de -20° C foi avaliada no ensaio DWTT, e resultados de 70% ou mais foram determinadas como uma passagem.

[00102] A tabela 3 mostra as propriedades mecânicas dos aços respectivos. Os aços a até o são exemplos da invenção. Como é evidente a partir das tabelas 1 e 2, estas placas de aço satisfazem os requisitos respectivos dos componentes químicos e as condições de produção e, a dureza do material mãe, ductilidade e a dureza são favoráveis, como mostrado na tabela 3. Enquanto isso, as estruturas de aço são todas estruturas de duas fases de ferrita e perlita (sob um microscópio óptico), e a MA foi também 1,5% ou menos.

[00103] Ao contrário do acima, Aços p até ad são aços comparativos que estão fora das faixas da invenção. Os aços de p até v e ab até ad têm condições de fabricação diferentes daquelas do invento, e Aços de w até aa têm componentes químicos fora da faixa do invento. Como resultado, Aços p até ad eram inferiores ao aço da invenção em uma ou uma pluralidade das propriedades mecânicas do material mãe.

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TABELA 1

N° Componente	C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Cr	Mo	Nb	V	Ti	Al	Mg	Ca	Terras raras	B	N	O
1	0,0	0,3	1,3	0,00	0,004	0,0	0,0	0,0	0,1	0,06	0,05	0,01	0,00	0,000	0,003	0,0000	0,001	0,003	0,000
7	2	0	6	4	0	0	0	5	2	8	1	6	0	2	1	9	8
2	0,1	0,2	1,4	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,02	0,05	0,01	0,01	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,002
4	5	0	6	4	0	0	0	0	5	8	1	1	0	0	0	9	0
3	0,0	0,0	1,2	0,00	0,000	0,0	0,0	0,1	0,0	0,02	0,06	0,01	0,01	0,000	0,002	0,0000	0,000	0,003	0,002
9	7	5	1	5	0	0	0	0	3	0	5	0	0	2	0	0	3
4	0,0	0,5	1,2	0,00	0,002	0,0	0,0	0,0	0,0	0,02	0,06	0,01	0,03	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,002
9	5	5	6	1	0	0	0	9	9	4	1	3	3	5	0	6	1
5	0,1	0,4	0,8	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,02	0,05	0,01	0,01	0,001	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,002
0	3	5	1	1	0	0	0	0	3	8	1	2	4	2	0	2	6
6	0,1	0,2	1,7	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,02	0,05	0,01	0,02	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,001
2	5	5	1	0	0	0	0	0	3	8	1	1	0	2	0	7	2
7	0,1	0,3	1,2	0,00	0,000	0,0	0,0	0,0	0,1	0,00	0,11	0,01	0,01	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,002
0	3	0	0	9	0	0	0	4	7	0	1	1	0	2	0	1	0
8	0,1	0,4	1,4	0,00	0,002	0,0	0,0	0,0	0,0	0,03	0,08	0,01	0,03	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,001
0	7	6	6	2	0	0	0	9	8	5	1	5	0	2	0	7	1
9	0,1	0,4	1,4	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,02	0,07	0,01	0,03	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,001
0	1	6	6	9	0	0	0	8	9	6	1	7	0	2	0	8	0
10	0,1	0,4	1,0	0,00	0,002	0,0	0,0	0,0	0,0	0,04	0,09	0,00	0,03	0,000	0,001	0,0005	0,000	0,003	0,001
0	5	1	6	1	0	0	0	9	0	5	8	4	0	5	0	2	1
11	0,11	0,2 9	1,1 4	0,00 8	0,001 8	0,0 0	0,0 0	0,0 0	0,0 0	0,02 5	0,05 8	0,02 6	0,02 5	0,000 0	0,001 5	0,0000	0,000 0	0,005 4	0,001 0
12	0,1	0,4	0,9	0,00	0,000	0,0	0,0	0,0	0,0	0,02	0,05	0,01	0,01	0,000	0,001	0,0000	0,001	0,003	0,002
5	3	0	1	5	0	0	0	5	5	8	5	0	0	5	0	0	8
13	0,1	0,4	1,6	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,03	0,06	0,01	0,03	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,002
2	5	2	9	8	0	0	0	0	6	8	2	1	0	2	0	8	2
14	0,1	0,5	0,9	0,00	0,000	0,0	0,2	0,0	0,0	0,03	0,06	0,01	0,01	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,002	0,001
2	3	0	6	5	0	5	0	0	2	0	5	0	0	2	0	5	5

21/29

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15	0,1	0,5	0,8	0,00	0,001	0,1	0,0	0,0	0,0	0,03	0,05	0,01	0,01	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,001
3	0	5	6	4	5	5	0	0	0	8	1	1	0	2	0	9	0
16	0,0	0,3	0,9	0,00	0,000	0,0	0,0	0,0	0,0	0,03	0,05	0,01	0,01	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,001
5	3	0	6	5	0	0	0	0	0	8	5	0	0	2	0	0	0
17	0,1	0,6	1,4	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,03	0,05	0,01	0,01	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,001
0	5	5	6	8	0	0	0	0	5	6	5	0	0	2	0	0	0
18	0,1	0,3	1,9	0,00	0,002	0,0	0,0	0,0	0,3	0,03	0,05	0,00	0,01	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,004	0,002
0	3	2	7	0	0	0	0	1	1	7	2	0	0	2	0	2	2
19	0,1	0,3	1,7	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,03	0,05	0,01	0,00	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,001
0	7	0	6	8	0	0	0	0	2	6	5	2	0	2	0	0	0
20	0,1	0,3	1,3	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,03	0,05	0,01	0,01	0,000	0,004	0,0000	0,000	0,002	0,002
0	8	5	5	1	0	0	0	0	0	6	3	5	0	2	0	5	2
21	0,1	0,2	1,7	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,02	0,05	0,01	0,02	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,001
2	5	5	1	0	0	0	0	0	3	8	1	1	0	2	0	7	2
22	0,1 2	0,2 5	1,7 5	0,00 9	0,001 0	0,0 0	0,0 0	0,0 0	0,0 0	0,02 3	0,05 8	0,01 1	0,02 1	0,000 0	0,001 2	0,0000	0,000 0	0,003 7	0,001 2
23	0,1	0,5	1,7	0,00	0,001	0,0	0,0	0,0	0,0	0,02	0,05	0,01	0,02	0,000	0,001	0,0000	0,000	0,003	0,001
2	5	5	1	0	0	0	0	0	3	8	1	1	0	2	0	7	2

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TABELA 2

Aço	N° componente	Espessura da placa (mm)	Temp. de reaquecimento (°C)	Redução de laminação cumulativa (%)	temp. final de laminação (°C)	Método de resfriamento (°C/s)	Temp. de revenido (°C)	Sob pressão leve da chapa
a	1	27	1150	45	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
b	2	25	1150	45	790	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
c	3	25	1150	45	780	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
d	4	25	1200	60	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
e	5	25	1150	45	760	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
f	6	18	1150	45	760	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
g	7	25	1050	50	760	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
h	8	25	1150	45	770	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
i	9	25	1150	60	760	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
j	10	23	1150	45	760	Resfriamento a ar	450	Sim

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Aço	N° componente	Espessura da placa (mm)	Temp. de reaquecimento (°C)	Redução de laminação cumulativa (%)	temp. final de laminação (°C)	Método de resfriamento (°C/s)	Temp. de revenido (°C)	Sob pressão leve da chapa
k	11	25	1100	50	760	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
l	12	27	1100	45	760	Resfriamento a ar	400	Sim
m	13	23	1100	45	770	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
n	14	23	1150	60	760	Resfriamento a ar	400	Sim
o	15	30	1150	60	740	Resfriamento a ar	500	Sim
p	1	25	1150	30	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
q	2	25	1150	45	820	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
r	3	25	1150	45	770	Resfriamento acelerado (25)	450	Sim
s	4	25	1150	60	770	Resfriamento acelerado (10)	Sem revenido	Sim
t	5	25	1150	45	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	No

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Aço	N° componente	Espessura da placa (mm)	Temp. de reaquecimento (°C)	Redução de laminação cumulativa (%)	temp. final de laminação (°C)	Método de resfriamento (°C/s)	Temp. de revenido (°C)	Sob pressão leve da chapa
u	6	10	1150	45	760	Resfriamento a ar	250	Sim
v	7	18	1150	50	760	Resfriamento a ar	550	Sim
w	16	25	1150	45	760	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
x	17	25	1150	45	770	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
y	18	25	1150	50	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
z	19	25	1150	50	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
aa	20	25	1150	50	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	Sim
ab	21	20	1150	50	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	No
ac	22	20	1150	50	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	No
ad	23	20	1150	50	740	Resfriamento a ar	Sem revenido	No

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TABELA 3

Aço	N° componente	YS (MPa)	TS (MPa)	T. El (%)	U. El (%)	L. El (%)	DWTT a - 20 °C (%)	Estrutura	MA (%)	Placa
Segregação de Mn	Segregação de Si	Segregação de P
a	1	510	660	27	12	15	91	F. P	0,1	1,5	1,3	2
b	2	550	670	24	12	12	82	F. P	0,1	1,5	1,3	2
c	3	540	620	26	12	14	85	F. P	0,2	1,4	1,2	2
d	4	530	640	24	12	12	85	F. P	0,1	1,4	1,3	3
e	5	500	620	27	12	15	92	F. P	0,2	1,5	1,3	2
f	6	540	650	24	12	12	84	F. P	0,2	1,5	1,3	2
g	7	550	660	24	12	12	82	F. P	1,2	1,2	1,3	2
h	8	540	660	25	12	13	82	F. P	0,1	1,5	1,3	2
i	9	520	610	25	12	13	87	F. P	0,1	1,5	1,3	2
j	10	540	580	26	12	14	86	F. P	0,1	1,5	1,4	2
k	11	550	630	26	12	14	87	F. P	0,1	1,6	1,4	5
l	12	550	630	25	12	13	83	F. P	0,2	1,5	1,3	2
m	13	510	580	26	12	14	88	F. P	0,1	1,5	1,3	2
n	14	580	630	24	12	12	82	F. P	0,1	1,5	1,5	7
o	15	470	560	24	12	12	83	F. P	0,0	1,7	1,3	2
p	1	540	580	24	12	12	63	F. P	0,1	1,5	1,3	2

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Aço	N° componente	YS (MPa)	TS (MPa)	T. El (%)	U. El (%)	L. El (%)	DWTT a - 20 °C (%)	Estrutura	MA (%)	Placa
Segregação de Mn	Segregação de Si	Segregação de P
q	2	540	580	23	12	11	62	F. P	0,1	1,5	1,3	2
r	3	550	640	18	11	7	82	F. P. B	2,3	1,4	1,2	2
s	4	600	700	15	10	5	68	F. P. B	3,1	1,4	1,3	3
t	5	510	630	15	10	5	82	F. P	3,5	1,9	1,6	8,5
u	6	550	640	18	11	7	81	F. P	1,9	1,5	1,3	2
v	7	380	480	22	12	10	80	F. P	0,2	1,2	1,3	2
w	16	340	450	30	12	18	93	F. P	0,1	1,5	1,3	2
x	17	580	680	20	12	8	83	F. P	1,8	1,5	1,3	2
y	18	590	700	16	10	6	42	F. P	2,3	1,5	1,3	2
z	19	480	570	16	11	5	82	F. P	0,2	1,5	1,3	2
aa	20	540	670	15	11	4	80	F. P	0,2	1,5	1,3	2
ab	21	540	670	17	11	6	61	F. P	2	1,9	1,7	9
ac	22	540	670	18	10	8	71	F. P	1,7	1,7	1,4	8
ad	23	540	670	18	11	7	72	F. P	1,6	1,8	1,6	5

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28/29 [00104] A coluna de estrutura na tabela 3 indica as estruturas no interior das placas de aço, e F, P e B referem-se a ferrita, perlite, e bainita, respectivamente.

[00105] Como está claro, com referência às tabelas 1 a 3, Aço p tinha uma redução acumulada de laminação baixa de tal modo que a dureza foi degradada. Aço q tinha uma temperatura final de laminação alta, e o controle da estrutura não foi possível de tal modo que a dureza foi degradada. Aços r e s foram arrefecidos a ar e, desta maneira, tinham uma grande quantidade de bainita e MA gerados durante o resfriamento s ar de tal modo que a ductilidade foi degradada. Em Aço r, MA foi decomposto por revenido, mas ainda permanecia bainita e, desta maneira, a dureza foi recuperada, mas o alongamento não foi suficientemente recuperado. Aços t e ab a ad não foram submetidos ao tratamento sob uma pressão leve na etapa de fabricação de placas de modo que os graus de segregação nas placas foram aumentados, e uma grande quantidade de MA foi intencionalmente gerada. Desta maneira, os alongamentos foram degradados. Em aço u, uma vez que a espessura da chapa era fina, e a taxa de resfriamento foi elevada, uma grande quantidade de MA foi originalmente produzida antes da revenido. Subsequentemente, aço u foi submetido a revenido, mas a temperatura de revenido foi baixa e, desta maneira, MA não foi decomposto, e o alongamento e a dureza não foram obtidos. Aço v tinha uma temperatura elevada de tratamento de revenido, e a quantidade de MA foi reduzida, mas a tensão de escoamento foi baixa.

[00106] Uma vez que o Aço w tinha uma baixa quantidade de C, a resistência do material mãe foi degradada. Além disso, uma vez que Aço x tinha uma grande quantidade de Si, MA foi aumentado, e a ductilidade oi degradada. Uma vez que o Aço y tinha uma grande quantidade de Mn, MA foi aumentada, e o próprio MA era rígido, e desta maneira, as características de alongamento predeterminadas e dureza

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29/29 não foram obtidos. Aço z tinha uma pequena quantidade de Al e, assim, foi fracamente desoxidado. Além disso, aço aa tinha uma grande quantidade de Ca. Desta maneira, nos aços z e aa, óxidos comparativamente mais grosseiros foram gerados, e alongamento suficiente não foi obtido.

[00107] Além disso, em Aços Comparativos p a v, embora chapas de fundição 1 a 7 que satisfaziam a composição da invenção foram utilizados, as condições de fabricação eram diferentes daquelas da presente invenção, e, desta maneira, o alongamento e /ou dureza foram deterioradas.

APLICABILIDADE INDUSTRIAL [00108] Como descrito acima, uma vez que a invenção pode proporcionar aço de tubo de duto tendo resistência e ductilidade favoráveis, a invenção é extremamente útil na indústria.

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Claims

REIVINDICAÇÕES

1. Aço de tubo de duto compreendendo, % em massa:

C: 0,07% a 0,15%,

Si: 0,05% a 0,60%,

Mn: 0,80% a 1,80%,

P: 0,010% ou menos,

S: 0,007% ou menos,

V: 0,05% a 0,12%,

Nb: 0,005% a 0,070%,

Al: 0,005% a 0,08%,

Ti: 0,005% a 0,030%,

Ca: 0,0005% a 0,0035%,

N: 0,0020% a 0,0060%, e

O: 0,0030% ou menos, um equilíbrio constituído por ferro e impurezas inevitáveis, caracterizado pelo fato de que uma estrutura do mesmo é uma estrutura de duas fases de ferrita e perlita, uma proporção de área de componente martensita-austenita é menos de 1,5%, uma espessura de chapa é de 18 mm ou mais, e uma tensão de escoamento é de 450 MPa ou mais.
2. Aço de tubo de duto de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que compreende ainda, % em massa, um ou dois ou mais de

Cu: 0,05% a 0,70%,

Ni 0,05% a 0,70%,

Cr: 0,80% ou menos,

Mo: 0,30% ou menos,

B: 0,0003% a 0,0030%,

Mg: 0,0003% a 0,0030%, e

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2/3 terras raras: 0,0005% a 0,0050%.
3. Aço de tubo de duto de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que um grau de segregação de Mn é 1,7 ou menos.
4. Aço de tubo de duto de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que graus de segregação de Si e P são 1,5 ou menos e 8,0 ou menos, respectivamente.
5. Método de fabricação de aço de tubos de duto, caracterizado pelo fato de que, depois de uma chapa tendo componentes químicos como definida na reivindicação 1 ou 2, é realizada uma redução suave, a chapa é aquecida a 1250° C ou inferior, laminação a quente com uma redução cumulativa de laminação de 40% ou mais é realizada numa região de temperatura de 850° C ou superior, a laminação a quente é terminada em um intervalo de temperatura de 700° C a 800° C, e depois o resfriamento a ar é realizado.
6. Método de fabricação de aço de tubo de duto de acordo com a reivindicação 5, caracterizado pelo fato de que, depois do resfriamento a ar, um tratamento de revenido é realizado sobre a placa de aço em um intervalo de temperatura de 500° C a 300° C.
7. Método para controlar a qualidade de aço de tubo de duto como definido em qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizado pelo fato de que uma quantidade de constituinte de martensitaaustenita na placa de aço fabricada por uma laminação a quente é medida, e as condições de fabricação são controladas de modo a que uma razão de área do constituinte de martensita-austenita torna-se menos do que 1,5%.
8. Método de controlar a qualidade do aço de tubo de duto de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que realiza-se resfriamento a ar, como um método de resfriamento após a laminação a quente.

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9. Método de controlar a qualidade do aço de tubo de duto de acordo com a reivindicação 7 ou 8, caracterizado pelo fato de que controla-se um grau de segregação de Mn em uma placa de aço para 1,7 ou menos.
10. Método de controlar a qualidade do aço de tubo de duto de acordo com a reivindicação 7 ou 8, caracterizado pelo fato de que controla-se a proporção de bainita em uma chapa de aço a 1% ou menos.

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