BR112012033496B1

BR112012033496B1 - chapa de aço laminada a quente

Info

Publication number: BR112012033496B1
Application number: BR112012033496-4A
Authority: BR
Inventors: Tatsuo Yokoi; Hiroshi Abe; Osamu Yoshida; Yasuhiro Miyatani; Shinichi Araki; Osamu Kawano
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2010-06-30
Filing date: 2011-06-30
Publication date: 2020-06-30
Also published as: EP2589673B1; US9200342B2; EP2589673A1; CN102959114A; RU2518830C1; MX2012014602A; MX338539B; TW201211278A; TWI384080B; KR101302298B1; CN102959114B; BR112012033496A2; US20130092295A1; EP2589673A4; KR20130014616A; WO2012002481A1; JPWO2012002481A1; JP4970625B2

Abstract

CHAPA DE AÇO LAMINADA A QUENTE E MÉTODO PARA SUA PRODUÇÃO. Uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção é uma chapa de aço contendo componentes predeterminados e satisfazendo O S/Ca 0,8, N 14/ 48 x Ti "0" (zero). è uma chapa de aço de alta resistência para um tubo espiral excelente em tenacidade a baixa temperatura na qual a fração de ferrita pro-eutectóide é 3% ou mais e 20 % ou menos, e a outra é uma fase de transformação a baixa temperatura em uma microestrutura a uma profundidade de metade da espessura da chapa a partir da superfície da chapa, o tamanho médio de grão de cristal de toda a microestrutura é 2.5109>m ou menos, a área do tamanho médio do grão de cristal é 9 109>m ou menos, o desvio padrão da área do tamanho médio de grão é 2,3 109>m ou menos, e a razão de intensidade de raio-x refletido {211}/{111} em uma direção {211} e em uma direção {111} em relação a um plano em paralelo à superfície da chapa de aço à profundidade de metade da espessura da chapa de aço a partir da superfície da chapa de aço é 1,1 ou mais. A chapa de aço tem tanto alta (...).

Description

CHAPA DE AÇO LAMINADA A QUENTE

CAMPO TÉCNICO

[0001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência para tubulação espiral excelente em tenacidade a baixa temperatura, e a um método para sua produção;

ANTECEDENTES DA TÉCNICA

[0002] Nos últimos anos, áreas de desenvolvimento de fontes de energia tais como petróleo bruto, gás natural, progridem para áreas cujo ambiente natural é mais severo, como regiões frias tais como o Mar do Norte, Sibéria, América do Norte, e oceanos profundos como o Mar do Norte, Golfo do México, Mar Negro, Mar Mediterrâneo, Oceano Índico. Além disso, o desenvolvimento de gás natural aumenta do ponto de vista de consideração ambiental global, e, ao mesmo tempo, uma alta pressão de operação é necessária do ponto de vista de eficiência econômica de um sistema de tubulação. As propriedades necessárias para uma tubulação correspondentes às mudanças dessas condições ambientais se tornam mais e mais aprimoradas e diversificadas. Elas podem, em linhas gerais, ser classificadas em (a) espes- sura/alta resistência, (b) alta tenacidade, (c) baixo carbono equivalente (Ceq) de acordo com a melhoria da capacidade de soldagem no campo, (d) alta severidade de resistência à corrosão, (e) requisitos para altas propriedades de deformação em um terreno congelado, em uma área sujeita a terremotos. Além disso, essas propriedades são geralmente necessárias de maneira composta de acordo com o seu ambiente de uso.

[0003] Além disso, o desenvolvimento em um local distante, em áreas de ambiente natural severo que são deixadas em se estado natural do ponto de vista de rentabilidade, começa a se Iniciar com base no recente aumento da demanda de petróleo bruto e gás natural. Em particular, a alta tenacidade capaz de ser usada em regiões frias em adição ao engrossamento, a alta resistência para melhorar a eficiência de transporte são fortemente necessárias para uma tubulação na qual o petróleo bruto e o gás natural são transportados por uma longa distância, e é um problema técnico habilitar essas propriedades necessárias.

LISTA DE CITAÇÕES LITERATURA DE PATENTE

[0004] Literatura de Patente 1: Japanese Patent n° 3846729 (Japanese National Publication of International Patent Application n°. 2005-503483)

[0005] Literatura de Patente 2: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2004-315957

[0006] Literatura de Patente 3: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2008-240151

[0007] Literatura de Patente 4: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2005-281838

LITERATURA DE NÃO PATENTE

[0008] Literatura de Não Patente 1: Nippon Steel Technical Report n° 380 2004, Página 70

RESUMO DA INVENÇÃO PROBLEMA TÉCNICO

[0009] A taxa de fratura dúctil (SA) em um teste DWTT (Drop Weight Tear Test) que avalia a propriedade de interrupção da propagação de fratura frágil que é incorporada nas especificações como um índice de tenacidade a baixa temperatura por cada projeto é um valor medido de acordo com a norma API, e o valor é geralmente sabido diminuir à medida que a espessura e a resistência aumentam. Em particular, um estado de estresse na ponta de um entalhe de um corpo de prova transita de um estresse plano para uma tensão plana e o grau de estresse triaxial é aumentado à medida que a espessura da chapa aumenta, e quando a espessura da chapa excede 16 mm, o seu efeito também se torna notável. É conhecido que é eficaz reforçar a lamina- ção controlada, isto é, aumentar a razão de redução de laminação em uma temperatura de região de não recristalização em austenita como meio de melhorar a SA.

[00010] Uma alta energia de absorção de impacto é necessária do ponto de vista de evitar a fratura dúctil que progride quando a pressão interna é alta e a velocidade de propagação de fraturas se torna mais rápida que a velocidade da onda de pressão reduzida após o estouro tal como um tubo de aço para tubulação de gás natural. A ocorrência de separação melhora a SA na aparência, mas diminui a energia de absorção e, portanto, não é preferível. Além disso, clientes que incorporam "sem separação" nas especificações tendem a aumentar. Consequentemente, é uma tendência técnica satisfazer as necessidades de comercialização para permitir tanto a melhoria da SA quanto a supressão da separação.

[00011] Por outro lado, tubos de aço para tubulações são classificados em tubos de aço sem costura, tubo de aço UOE, tubo de aço soldado com resistência elétrica, e tubo espiral, dependendo do seu processo de fabricação, e eles são selecionados de acordo com o uso, tamanho, etc. Todos os tubos acima, exceto o tubo de aço sem costura, têm características nas quais uma chapa no estado de folha ou tira é moldada em um estado de tubo, e, posteriormente, é soldada por soldagem para ser um produto como um tubo de aço (doravante chamado apenas de "tubo"). Além disso, esses tubos de aço soldados podem, ser classificados dependendo se a chapa de aço laminada a quente (doravante chamada também como "bobina a quente") é usada ou se uma chapa é usada como material, e os anteriores são o tubo de aço soldado com resistência elétrica e o tubo de aço em espiral, e o último é o tubo de aço UOE para usos em alta resistência, grande diâmetro e espessamento. Entretanto, o tubo de aço soldado com resistência elétrica anterior e o tubo de aço em espiral que usam a bobina a quente como material são vantajosos no ponto de vista de seu custo e prazo de entrega, e portanto os requisitos de torná-los tubos de alta resistência, grande diâmetro e de aumentar a espessura aumentam.

[00012] Uma grande diferença entre o tubo de aço soldado com resistência elétrica e o tubo de aço em espiral cujo material é a bobina a quente existe em seu método de tubalização. No tubo de aço soldado com resistência elétrica anterior, a direção longitudinal de um tubo e a direção de laminação se equivalem, e a direção circunferencial do tubo equivale à direção da largura da laminação, assim como com o tubo de aço UOE. Por outro lado, o tubo de aço em espiral é feito de forma que a linha de soldagem se torna um estado espiral, e a direção de laminação e a direção longitudinal do tubo, e a direção de largura de laminação e a direção circunferencial do tubo não necessariamente se equivalem. É importante que quase todas as propriedades que são incorporadas nas especificações como tubo se referem à direção circunferencial do tubo, e é uma direção R da bobina a quente no caso do tubo em espiral. A direção R significa uma direção correspondente à direção circunferencial do tubo de aço quando ele é feito um tubo de aço em espiral. Ela é determinada pelo diâmetro do tubo no momento da tubalização, mas é geralmente na direção de 30° a 45° em relação à direção de laminação. A bobina a quente é geralmente boa tanto em resistência quanto em tenacidade na direção da largura e, portanto, ela é desejável porque a direção circunferencial do tubo de aço soldado com resistência elétrica é a direção da largura de laminação. Entretanto, a direção circunferencial do tubo de aço em espiral é a direção R da bobina a quente, e ela tende a um certo ângulo em relação à direção de laminação, e portanto tanto a resistência quanto a tenacidade são diminuídas. Consequentemente, é necessário aumentar a resistência para aproximadamente 70 MPa a 90 MPa quando é convertida na direção da largura da laminação mesmo se for a mesmo tubo de aço da norma API X80 (YS: 550 MPa, TS: 620 MPa a 827 MPa), e, portanto, a bobina a quente para o tubo de aço em espiral precisa ter m equilíbrio resistência-tenacidade mais severo.

[00013] Um método de produção de um tubo de aço de alta resistência correspondendo à norma X120 o tubo UOE está descrito no Documento de Não Patente 1.

[00014] Entretanto, a tecnologia mencionada acima considera que uma chapa espessa (chapa grossa) é usada como material, e é alcançada pelo uso de um método de Têmpera Direta Interrompida (IDQ) sendo uma característica de um processo de produção de chapa grossa, e com alta taxa de resfriamento e uma baixa temperatura de parada de resfriamento para permitir tanto a alta resistência quanto o es- pessamento. Em particular, é uma característica na qual o reforço da tempera (reforço da estrutura) é utilizado para garantir a resistência.

[00015] Um exemplo dos respectivos processos para produzir uma chapa está representado na Figura 1. Aqui, em um processo de aquecimento, é executado o reaquecimento da placa. O aquecimento é executado a baixa temperatura para refinar o grão da austenita aquecida porque não é necessário considerar o reforço da precipitação.

[00016] O reforço da laminação controlada para melhorar a tenacidade, isto é, o aumento da razão de redução de laminação na temperatura da região de recristalização da austenita é capaz de ser programado como requerido porque o seu laminador não é do tipo em linha, mas um laminador reversível de uma cadeira. Consequentemente, a tenacidade almejada pode ser obtida desde que a temperatura de início da laminação controlada seja gerenciada.

[00017] Além disso, é comum que um laminador de acabamento seja um equipamento de resfriamento são mantidos desligados à distância em um processo de produção de chapa grossa, e existe o intervalo de tempo de aproximadamente 40 segundos desde o momento de término da laminação até o momento de início do resfriamento. Portanto, a orientação da textura é enfraquecida e a ocorrência de separação é também suprimida devido à recristalização e à transformação de ferrita difusiva na austenita. Além disso, recentemente, o Resfriamento Acelerado (ACC) por um equipamento de resfriamento de alta potência se tornou comum no processo de chapas grossas, e a ocorrência de separação tende a ser suprimida do ponto de vista da taxa de resfriamento.

[00018] Um exemplo dos processos respectivos de produção de uma bobina a quente sendo o material do tubo de aço soldado com resistência elétrica e do tubo de aço em espiral que são objetivos a presente invenção está ilustrado na Figura 2. Aqui, a configuração do aço é ajustada para um componente de aço objetivado em um processo de refino. A segregação central é reduzida pela agitação eletromagnética e redução suave do lingotamento em um processo de lingo- tamento contínuo. Em um processo de reaquecimento de placa, o Nb suprime a recristalização da austenita e obtém o reforço da precipitação pelos precipitados que é feita na solução. Em um processo de laminação de desbaste, a laminação é executada em uma região de temperatura de recristalização da austenita e o grão de austenita re- cristalizado é refinado. Em um processo de laminação de acabamento, a lamina é executada em uma região de temperatura de não recristalização da austenita, e um grão α após a transformação é refinada por um efeito de laminação controlada. Em um processo de bobinamento, o reforço da precipitação de NbC é obtido enrolando-se a uma temperatura adequada.

[00019] Na produção da bobina a quente, á o processo de bobina-mento como característica do processo, e é difícil bobinar um material grosso a uma baixa temperatura a partir da restrição da capacidade do equipamento de um dispositivo de enrolamento (bobinadeira). Portanto, é impossível executar a parada do resfriamento a baixa temperatura necessária para o reforço da têmpera. Consequentemente, é difícil garantir a resistência pelo reforço pelo reforço da têmpera. Além disso, custa muito o equipamento para acelerar a taxa de resfriamento em uma porção central tão rapidamente quanto o processo de produção de capa grossa quanto à espessura de chapa de 16 mm ou mais, na taxa de resfriamento após a laminação.

[00020] Além disso, há o caso em que o laminador de desbaste inclui o laminador reversível de uma cadeira, mas é comum que p laminador de acabamento seja um laminador em linha com seis a sete cadeiras. Em adição, há uma porção de restrições porque a temperatura, a razão de redução de laminação, e a velocidade são inevitavelmente determinadas por seu fluxo de massa. Além disso, a espessura da barra bruta que troca da laminação bruta para a laminação de acabamento é também restrita por uma tesoura de apara e um vão entre cilindros da cadeira F1, e é impossível ajustar a razão de redução de laminação na temperatura da região de recristalização como processo de chapas espessas (chapas grossas).

[00021] No Documento de Patente 1, é descrita uma invenção na qual Ca-Si é adicionado no momento do refino para fazer um estado de inclusão esférica, V que tem um efeito de miniaturização do grão de cristal é adicionado em adição aos elementos reforçadores de Nb, Ti, Mo, Ni, e a laminação a baixa temperatura e o bobinamento a baixa temperatura são combinados para garantir a resistência, como uma tecnologia que permite tanto a alta resistência quanto o espessamento e a tenacidade a baixa temperatura na bobina a quente para oleoduto.

[00022] Entretanto, a temperatura da laminação de acabamento é relativamente baixa tal como 790°C a 830°C nessa tecnologia, e, portanto, há receio na diminuição da absorção de energia provocada pela ocorrência da separação, e na estabilidade da operação porque a carga de laminação se torna alta provocada pela laminação abaixa temperatura.

[00023] No Documento de Patente 2, há uma descrição permitindo tanto a alta resistência quanto a tenacidade à baixa temperatura pelo aumento da supressão da dureza em uma porção soldada pela limitação do valor PCM, e tornando a microestrutura uma fase única ferrita bainítica, e também limitando a razão de precipitação de Nb para permitir a alta resistência e a tenacidade a baixa temperatura como a tecnologia que permite a resistência, a tenacidade a baixa temperatura, e excelente capacidade de soldagem no campo na bobina a quente para o tubo de aço soldado com resistência. Entretanto, a laminação a baixa temperatura é praticamente necessária também nessa tecnologia obter uma estrutura fina e há receio na diminuição da energia de absorção provocada pela ocorrência da separação, e quanto à estabilidade da operação porque a carga de laminação se torna alta provocada pela laminação a baixa temperatura.

[00024] No Documento de Patente 3, e descrita uma tecnologia na qual a textura é controlada pela limitação do limite inferior da taxa de laminação após a laminação na bobina a quente para o tubo de aço soldado com resistência elétrica e o tubo de aço em espiral para reduzir a separação. No Documento de Patente 3, é descrita uma tecnologia na qual a textura é controlada pela limitação do limite inferior da taxa de resfriamento após a laminação na bobina a quente para tubo de aço soldado com resistência elétrica e o tubo de aço em espiral para reduzir a separação. Entretanto, é necessário não apenas suprimir a separação mas também controlar o processo de laminação para assim melhorar a microestrutura em si para permitir tanto a resistência do X80 quanto a tenacidade na espessura da chapa de 16 mm ou mais. Além disso, há atualmente uma porção de obstáculos técnicos a partir dos pontos de vista da forma da chapa de aço, capacidade de passagem e facilidade de morder o mandril da bobinadeira para garantir a taxa de resfriamento na porção central da espessura da chapa quando a espessura da chapa é 16 mm ou mais.

[00025] No Documento de patente 4, é descrita uma tecnologia na qual a microestrutura é feita uma fase única ferrita-bainítica, a resistência estável é obtida por precipitados finos tais como Nb, V, e a tenacidade é garantida pela definição do tamanho médio de grão na bobina a quente para o tubo de aço soldado com resistência elétrica.

[00026] Entretanto, ela é objetivada para uma chapa fia cuja espessura é no máximo meia polegada (12,7 mm) porque é para o tubo de aço soldado com resistência elétrica, e não há descrição sobre um método de produção da microestrutura para obter a tenacidade quando a espessura da chapa é 16 mm ou mais e para obter a faixa de tamanho de grão. Além disso, um uso no qual outro equilíbrio severo resistência-tenacidade é necessário de modo que a bobina a quente para o tubo de aço em espiral como para o tubo de aço soldado com resistência elétrica não seja considerada.

[00027] Consequentemente, um objetivo da presente invenção é fornecer uma chapa de aço laminada a quente para um tubo em espiral dos pontos de vista de eficiência de transporte, capacidade de soldagem no campo, etc. tendo tanto alta tenacidade capaz de ser usada em uma área onde uma propriedade severa de resistência à fratura é necessária (em particular em uma região fria) quanto resistência da norma API5L-X80 ou mais. Para atingir o acima, um objetivo da presente invenção é fornecer uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência (bobina a quente) para um tubo em espiral e um método capaz de produzir a chapa de aço laminada a quente de forma ba-rata e estável na qual a taxa de fratura dúctil (SA) de DWTT e uma temperatura de teste de -20°C é 85% ou mais, o índice de separação onde a diminuição da energia de absorção não ocorre praticamente provocada pela ocorrência de separação é ajustada em 0,06 mm/mm²ou menos, a energia de absorção na ocorrência da separação é 240 J ou mais, também a norma API5L-X80 (a resistência à tração é aproximadamente 710 MPa a 740 MPa ou mais) quando a espessura da chapa é 16 mm ou mais do ponto de vista de alta resistência, são esclarecidos.

SOLUÇÃO PARA O PROBLEMA

[00028] Os presentes inventores estudaram bastante para resolver os problemas apresentados acima e, como resultado, descobriram que a SA está fortemente relacionada com um sistema cristalino de uma microestrutura em uma porção central na direção da espessura da chapa de aço, a energia de absorção está relacionada com uma fração ferrita pró-eutectoide da microestrutura, o Si está relacionado com a intensidade de raio-x refletido da porção para conceber a presente invenção. O resumo da presente invenção é como segue.

(1) Chapa de aço laminada a quente satisfaz:

C = 0,02% a 0,08%;
Si = 0,05% a 0,5%;
Mn = 1% a 2%;
Nb = 0,03% a 0,12%;
Ti = 0,005% a 0,05% em % em massa; e a porção remanescente é feita de Fe e os inevitáveis elementos impureza, em que uma fração de ferrita pró-eutectoide é 3% ou mais e 20% ou menos, e os outros são uma fase de transformação a baixa e perlita de 1% ou menos em uma microestrutura a uma profundidade de metade da espessura da chapa a partir da superfície da chapa, o tamanho médio de grão de cristal de toda a microestrutura é de 1 µm ou mais e 2,5 µm ou menos, a área d tamanho médio de grão é 3 µm ou mais e 9 µm ou menos, o desvio padrão da área do tamanho médio de grão é 0,8 µm ou mais e 2,3 µm ou menos, e a razão de intensidade de raio-x refletido {211}/ {111} em uma direção {211} e e=m uma direção {111} em relação a um plano em paralelo à superfície da chapa de aço à profundidade de metade da espessura a partir da superfície da chapa de aço é 1,1 ou mais.

[00029] Aqui, o "elemento impureza inevitável" significa impurezas que não são adicionadas intencionalmente, mas inevitavelmente misturadas em uma matéria prima ou durante o processo de produção e incapazes de excluir mesmo se for tentada a sua exclusão.

(2) Chapa de aço laminada a quente de acordo com o item (1) , também contém:

P ≦0,03%;
S ≦ 0,005%;
O ≦ 0,003%;
Al = 0,005% a 0,1%;
N = 0,0015% a 0,006%;
Ca = 0,0005% a 0,003%;
V ≦ 0,15% ("0" (zero)% não está incluído)
Mo ≦ 0,3% ("0" (zero)% não está incluído) em % em massa, e satisfaz:
O < S/Ca < 0,8 N - 14/ 48 x Ti ≧ "0" (zero)%.

(3) Chapa de aço laminada a quente de acordo com o item (2) , também contém um ou dois ou mais tipos de elementos entre:

Cr = 0,05% a 0,3%;
Cu = 0,05% a 0.3%;
Ni = 0,05% a 0,3%;
B = 0,0002% a 0,003% em massa.

(4) Chapa de aço laminada a quente conforme qualquer um dos itens (1) a (3), também contém:

REM = 0,0005% a 0,02% em massa.

(5) Chapa de aço laminada a quente conforme qualquer um dos itens (1) a (4), em que a dureza máxima na porção de segregação central da chapa de aço é 300 Hv ou menos, e a largura da faixa de segregação da dureza média de um material base + 50 Hv ou m ais é 200 µm ou menos.
(6) Um método de produção de uma chapa de aço laminada a quente inclui:

aquecer uma placa lingotada produzida e lingotada para obter a chapa de aço laminada a quente satisfazendo:
C = 0,02% a 0,08%;
Si = 0,05% a 0,5%;
Mn = 1% a 2%;
Nb = 0,03% a 0,12%;
Ti = 0,005% a 0,05% em massa; e
a porção remanescente é feita de Fe e dos inevitáveis elementos impureza, até uma temperatura SRT ou mais descoberta por uma expressão (1) e 1260°C ou menos; e
executar a laminação a quente para produzir a chapa de aço laminada a quente, em que quando uma tensão acumulada efetiva (ε_eff) descoberta por uma expressão (2) é usada, a laminação a quente é executada de forma que a tensão acumulada efetiva da laminação de desbaste é 0,4 ou mais, a tensão acumulada efetiva da laminação de acabamento é 0,9 ou mais, e o produto da tensão acumulada efetiva na laminação de desbaste pela tensão acumulada efetiva na laminação de acabamento é 0,38 ou mais;
resfriar a chapa de aço a uma taxa de resfriamento de
2°C/s ou mais e 50°C/s ou menos em uma porção central da espessura da chapa em uma região de temperatura de até 650°C após a lami-nação a quente ter terminado a uma temperatura do ponto de transformação Ar3 ou mais; e
bobinar a chapa de aço em uma região de temperatura de 520°C ou mais e 620°C ou menos, em que
SRT (°C) = 6670/ (2,26 - log [%Nb] [%C]) - 273 ... (1) aqui, [%Nb] e [%C] representam respectivamente os teores (% em massa) de Nb e C na chapa de aço, em que
E_eff=Σεi(t,T)... (2) aqui,
E_i(t, T) = εi0/ exp{(t/ τ_R)^2/3},
τ_R = τ0 • exp(Q/RT),
τ0 = 8,46 x 10^-6,
Q = 183200 J,
R = 8.314 J/K • mol,
em que t representa o tempo acumulado até imediatamente antes da laminação de acabamento em um passe no caso da lamina-ção de desbaste, e representa o tempo acumulado até imediatamente antes do resfriamento no caso da laminação de acabamento, e T representa a temperatura de laminação no passe.

[00030] Aqui, a "tensão acumulada efetiva" é um índice de refino dos grãos de cristal eficaz para a melhoria da tenacidade. Isto é, ele se refere ao número de locais de geração de um novo grão de cristal e à velocidade de crescimento de um grão recristalizado, e o número de locais de geração aumenta e o crescimento do grão é suprimido à medida que seu valor é mais alto.

[00031] A "tensão efetiva acumulada da laminação de desbaste" é definida ser a tensão efetiva acumulada até imediatamente antes da laminação d acabamento, isto é, imediatamente antes da laminação em uma região de não recristalização. A "tensão acumulada efetiva da laminação de acabamento" é um valor numérico no qual a tensão imediatamente antes do resfriamento após o final da laminação, isto é, mediatamente antes da transformação de y para a é descoberta usando-se a expressão (2).

[00032] A "laminação a quente" é um processo plástico no qual a espessura da chapa é reduzida pela laminação pela passagem de um material entre cilindros em uma região de temperatura de austenita para conformá-la em uma forma predeterminada.

(7) O método de produção da chapa de aço laminada a quente conforme o item (6), em que o resfriamento é executado entre os respectivos passes de laminação da laminação a quente no momento da laminação a quente.
(8) O método de produção da chapa de aço laminada a quente conforme item (5) o (6), onde quando a placa lingotada para obtenção da chapa de aço laminada a quente é lingotada continuamente, o lingotamento é executado enquanto se agita aço fundido por uma agitação eletromagnética induzida e controlando-se a quantidade de redução de laminação do lingotamento contínuo para ser compatível com o encolhimento da solidificação em uma posição de solidificação final da placa lingotada.

[00033] A "agitação eletromagnética induzida" é uma tecnologia na qual uma corrente de Foucault é induzida no aço fundido sendo um condutor elétrico por um campo magnético móvel AC criado por um equipamento de agitação eletromagnética em um molde em uma porção não solidificada em uma placa lingotada, e o aço fundido em si é agitado pela força eletromagnética gerada entre a corrente de Foucault e o campo magnético móvel para evitar uma segregação central con-centrada em um processo de lingotamento contínuo.

[00034] A "posição de solidificação final" significa a posição onde a placa de lingotamento contínuo completa a solidificação em todas as espessuras

(9) O método de produção da chapa de aço laminada a quente conforme o item (6), em que e a chapa de aço laminada a quente é aquela na qual uma fração de ferrita pró-eutectoide é 3% ou mais e 20% ou menos, e as outras são uma fase de transformação a baixa temperatura e perlita de 1% ou menos em uma microestrutura a uma profundidade de metade da espessura de uma chapa de aço a partir da superfície da chapa de aço, o tamanho médio de grão de cristal de toda a microestrutura é 1 µm ou mais e 2,5 µm ou menos, a área do tamanho médio de grão é 3 µm ou mais, e 9 µm ou menos, o desvio padrão da área do tamanho médio de grão é 0,8 µm ou mais e 2,3 µm ou menos, e razão de intensidade de raio-x refletido {211}/ {111} em uma direção {211} em uma direção {111} em relação ao plano em paralelo à superfície da chapa de aço à profundidade de metade da espessura da chapa a partir da superfície da chapa é 1,1 ou mais.
(10) O método de produção da chapa de aço laminada a quente conforme o item (6), em que a chapa de aço laminada a quente também contém:

P ≦ 0,03%;
S ≦ 0,005%;
O ≦ 0,003%;
Al = 0,005% to 0.1%;
N = 0,0015% to 0.006%;
Ca = 0,0005% to 0.003%;
V ≦ 0,15% ("0" (zero)% não esta incluído);
Mo ≦ 0,3% ("0" (zero)% não está incluído) em % em massa,e satisfaz:
O < S/Ca < 0,8 N - 14/ 48 x Ti ≧ "0" (zero)%.

(11) O método de produção da chapa de aço laminada a quente conforme o item (10), em que a chapa de aço laminada a quente também contém um ou dois ou mais tipos de elementos entre:

Cr = 0,05% a 0,3%;,
Cu = 0,05% a 0,3%;
Ni = 0,05% a 0,3%;
B = 0,0002% a 0,003% em % em massa. EFEITOS VANTAJOSOS DA INVENÇÃO

[00035] Torna-se possível produzir uma tubulação espiral de alta resistência que é da norma API5L-X80 ou mais em uma espessura de chapa de 16 mm ou mais em uma região fria onde são necessárias propriedades severas de resistência à fratura pelo uso de uma chapa de aço laminada a quente conforme a presente invenção para um tubo de aço soldado com resistência elétrica ou para um tubo de aço espiral. Em adição, torna-se possível obter uma bobina a quente para o tubo de aço espiral de forma barata e estável por um método de produção conforme a presente invenção.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

[00036] A Figura 1 é um fluxo do processo lustrando um exemplo de processos respectivos de produção de uma chapa grossa.

[00037] A Figura 2 é um fluxo de processo ilustrando um exemplo dos respectivos processos de produção, a bobina a quente sendo o material de um tubo de aço soldado com resistência elétrica da presente invenção.

[00038] A Figura 3 é um diagrama conceituai ilustrando a posição onde uma micro amostra é coletada de um corpo de prova DWTT.

[00039] A Figura 4 é uma vista representando uma SA (-20°C) de uma microestrutura por uma relação entre a área do tamanho médio de grão e o tamanho médio de grão da microestrutura.

[00040] A Figura 5 é uma vista ilustrando a relação entre o desvio padrão do tamanho médio de grão da microestrutura e a dispersão (ASA) da SA (-20°).

[00041] A Figura 6 é uma vista representando a relação entre a razão de intensidade de raio-x refletido em uma porção central na direção da espessura da chapa de aço e uma S.I..

[00042] A Figura 7 é uma vista representando a relação entre uma fração ferrita pró-eutectoide (%) e a energia absorvida Charpy da microestrutura.

[00043] A Figura 8 é uma vista representando a SA e a S.l. da microestrutura por uma relação entre a porção de segregação de dureza mas alta (Hv) e a largura de segregação.

[00044] A Figura 9 é uma vista representando a relação entre a tensão acumulada efetiva do desbaste e a área do tamanho médio de grão.

[00045] A Figura 10 é uma vista representando a relação entre a tensão acumulada efetiva de acabamento e o tamanho médio de grão.

[00046] A Figura 11A é um fluxo de propriedades representado a relação de uma tensão acumulada efetiva (ε_eff) de uma laminação de desbaste com o número total de horas (programa de passes da laminação de desbaste) a partir da extração conforme o Modelo 1.

[00047] A Figura 11B é um fluxo de propriedades representando a relação da tensão acumulada efetiva (ε_eff) da laminação de desbaste com o número total de horas (programa de passes da laminação de desbaste) a partir da extração conforme o Modelo 2.

[00048] A Figura 11C é um fluxo de propriedades representando a relação da tensão acumulada efetiva (ε_eff) da laminação de desbaste com o número total de horas (programa de passes da laminação de desbaste) a partir da extração conforme o Modelo 3.

[00049] A Figura 11D é um fluxo de propriedades que representa a relação da tensão acumulada efetiva (ε_eff) da laminação de desbaste com o número total de horas (programa de passes da laminação de desbaste) a partir da extração do padrão 4.

DESCRIÇÃO DAS MODALIDADES

[00050] Inicialmente, os presentes inventores observaram em detalhes uma superfície de fratura de uma chapa de aço laminada a quente produzida por um processo de produção de bobina a quente quanto à taxa de fratura dúctil SA (-20°C) a -20°C do DWTT e separações da chapa de aço laminada a quente, considerando permitir uma chapa de aço laminada a quente excelente em resistência e tenacidade na suposição de uso para uma tubulação em espiral.

[00051] Como resultado, modelos de ocorrência de separações são examinados em detalhes quanto à superfície da fratura na qual as separações ocorrem notavelmente embora uma SA de 100% seja obtida na aparência. Como resultado, eles descobriram que os modelos podem ser classificados em dois tipos de (1) posições de ocorrência das separações não estão na porção central da espessura da chapa e uma porção de separações ocorrem, e (2) as separações ocorrem na porção central da espessura da chapa. Note que quando as separações são quantificadas como índice de separação (doravante S.I.), a contribuição do modelo (2) é pequena, e é verificado que as separações estão em um nível de nenhum problema do ponto de vista prático desde que o modelo (1) possa ser suprimido na maioria dos casos.

[00052] Quando o modelo (1) é examinado em detalhes, verifica-se por uma observação de um SEM de uma seção transversal que as separações são principal mente separadas em locais considerados ser uma borda de grão de cristal. Isto é, verifica-se que a orientação de cristal de cada grão de cristal se refere a causa da geração das sepa-rações do modelo (1).

[00053] Além disso, quando o modelo (2) é examinado em detalhes, é estimado que a separação seja a mesma que a de uma fratura assim chamada de pseudo rachadura como resultado da observação da separação que é perpendicular tanto à superfície da fratura gerada a partir da vizinhança do centro da espessura da chapa quanto à direção da espessura da chapa do corpo de prova pelo uso de um SEM. Isto é, verifica-se que uma inclusão tal como MnS bruto, etc., é um ponto de partida de fratura quando a quantidade de adição de S e limitada ou quando Ca não é adicionado não é necessariamente observada em um local considerado ser um ponto de partida. Além disso, verifica-se também que a rachadura e a porção onde elementos tais como Mn são espessados provocado pela segregação central, se equivalem. Isto é, é fortemente sugerida a possibilidade de que a segregação central responda por causar a geração da separação do modelo (2) até certo ponto.

[00054] Em geral, a ocorrência da separação é considerada ser preferível para a tenacidade a baixa temperatura porque diminui a temperatura de transição. Entretanto, quando uma propriedade de resistência à fratura dúctil instável é importante, tal como em uma tubulação de gás, a energia da camada superior precisa ser melhorada para melhorar a propriedade de resistência à fratura dúctil instável, e é necessário diminuir a temperatura de transição enquanto se suprime a ocorrência da separação para permitir o acima.

[00055] Consequentemente, uma investigação supondo o caso da norma API5L-X80 como um exemplo e executada para investigar a relação entre a taxa de fratura dúctil SA (-20°C) a -20°C do DWTT, a separação, e a microestrutura da chapa de aço, o tamanho de grão, a textura, e a segregação central. Como resultado, os seguintes fatos são verificados:

[00056] Quando aços fundidos tendo componentes representados na Tabela 1 são lingotados continuamente, REM (elementos terras raras) é adicionado para mudar o grau da segregação central de uma placa, e o lingotamento da placa é executado em dois níveis de execução ou não execução de "agitação eletromagnética induzida + redução suavizada" na qual o lingotamento é executado enquanto a agitação do aço fundido pela agitação eletromagnética induzida e a redução é suavizada enquanto se controla a quantidade de redução de la- minação para corresponder ao encolhimento de solidificação a uma posição final de solidificação de uma placa lingotada.

[00057] Além disso, as condições de laminação e as condições de resfriamento quando a placa lingotada obtida é laminada a quente são mudadas variadamente para fazer o tamanho do grão de cristal e a microestrutura como produto chapa de aço mudarem. Em particular, os efeitos de uma programação de passes na região de temperatura de recristalização são estudados em detalhes. Note que a espessura do produto chapa de aço é 18.4 mm.

[00058] Uma amostra é coletada de uma posição a 10 m da cauda do produto bobina obtido, e vários corpos de prova são cortados da amostra. Um teste de tração é executado cortando-se um corpo de prova n° 5 descrito na JIS Z 2201 a partir da direção R de acordo com um método da JIS Z 2241. O teste DWTT (Drop Weight Tear Test) é executado pela produção de um corpo de prova no qual um corpo de prova do tipo tira com dimensões de 300 mm L x 75 mm W x espessura da chapa (t) mm é cortado na direção R, e um entalhe de pressão é executado nele.

[00059] Após o teste DWTT ser executado, a sua taxa de fratura dúctil (SA (-20°C)) é medida e o índice de separação (doravante S.l.) é medido para digitalizar o grau de separação gerado em uma superfície de fratura. O S. I. é definido para ser um valor no qual o comprimento de toda a separação (Σ_ili: l_i é, cada um, comprimento de separação) que está em paralelo à superfície da chapa é dividido por uma área de seção transversal (espessura da chapa x (75 - profundidade do entalhe)).

[00060] Além disso, uma micro amostra conforme ilustrado na Figura 3, é cortada para investigar o tamanho do grão de cristal, a textura, a microestrutura, e a segregação central de cada corpo de prova do teste DWTT.

[00061] Inicialmente, EBSP-OIM™ (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy) é usado para medir o tamanho do grão de cristal e a microestrutura a partir da micro amostra cortada. A amostra é polida usando-se sílica coloidal abrasiva por 30 minutos a 60 minutos, e uma medição EBSP é executada sob condições de medição de uma ampliação de 400 vezes, 160 µm x 256 µm de área, um passe de medição de 0,5 µm.

[00062] O método EBSP-OIM™ é constituído de um equipamento e um software que irradia raios de elétrons para uma amostra altamente inclinada em um microscópio de varredura eletrônica (SEM), um modelo Kikuchi formado por retrodispersão é fotografada por uma câmera de alta sensibilidade e a imagem é processada por um computador para assim medir a orientação do cristal no ponto de irradiação dentro de um curto período de tempo. No método EBSP, é possível executar uma análise quantitativa de uma estrutura fina e orientação de cristal da superfície de uma amostra principal, e a área para sua análise é uma área capaz de ser observada pelo SEM, e é possível analisar com uma resolução de 20 nm no mínimo embora dependa da resolução do SEM. A análise é executada por várias horas mapeando-se uma área a ser analisada por dezenas de milhares de pontos em um mesmo intervalo da rede. É possível ver uma distribuição de orientação de cristal e um tamanho de grão de cristal dentro do mesmo material policristalino. Na presente invenção, a diferença de orientação do grão de cristal é definida ser 15° sendo um valor piso da inclinação de alto ângulo da borda do grão que e geralmente reconhecido como borda do grão de cristal, o grão é visualizado a partir da imagem mapeada para descobrir o tamanho médio do grão de cristal. Embora esteja descrito em detalhes mais tarde, o tamanho médio do grão (soma total dos tamanhos dos grãos / número de grãos de cristal) quando o número da distribuição é descoberto por cada tamanho de grão do grão de cristal é ajustado para ser o "número do tamanho médio de grão", e o tamanho médio de grão (tamanho de grão correspondente à área média) quando é descoberta a distribuição na qual o número de distribuições para cada tamanho de grão de cristal é multiplicado por uma área média do tamanho de grão é ajustada para ser a "área do tamanho médio de grão". O "número do tamanho médio de grão", a "área do tamanho médio de grão", e um "desvio padrão" do tamanho médio de grão são valores obtidos pelo EBSP-OIM™.

[00063] Além disso, é descoberta uma fração de volume de ferrita pró-eutectoide quanto à microestrutura por um método de Desorientação Média de Kernel (KAM) sem do equipado com o EBSP-OIM™. No método KAM, é executado um cálculo para cada píxel no qual a diferença de orientação entre pixels de seis pixels adjacentes (primeira aproximação) de um certo hexágono regular de um dado de medição, ou 12 pixels (segunda aproximação) no lado de fora dos seis pixels, também 18 pixels (terceira aproximação) também no lado de fora dos 12 pixels têm sua média calculada, e o valor é ajustado para ser um valor de um pixel central.

[00064] É possível criar um mapa representando uma mudança de orientação dentro de um grão pela execução desse cálculo de modo a não exceder a borda do grão. Isto é, esse mapa representa a distribuição da tensão com base na mudança de orientação local dentro do grão. Note que, como condição de análise da presente invenção, uma condição que calcula a diferença de orientação entre pixels adjacentes no EBSP-OIM™ é ajustada para ser a terceira aproximação e aquela cuja diferença de orientação se torna 5° ou menos é mostrada. Aqui, a ferrita pró-eutectoide significa uma ferrita poligonal. Na presente invenção, a ferrita pró-eutectoide é definida como uma fração planar de um pixel cuja terceira aproximação da diferença de orientação é calculada ser 1°ou menos.

[00065] A ferrita pró-eutectoide poligonal que se transforma a uma alta temperatura é gerada como transformação de difusão, e, portanto, a densidade de deslocamento é pequena e a tensão dentro do grão é pequena e, portanto, a diferença dentro do grão da orientação de cristal é pequena. Consequentemente, a fração de volume da ferrita poligonal obtida pela observação em microscópio ótico e a fração de área de uma área obtida pela terceira aproximação da diferença de orientação 1°medida pelo método KAM se equivalem aproximadamente se comparado com os vários resultados da investigação executados pelos inventores até aquele momento,.

[00066] Alem disso, a razão de intensidade de superfície de raio-x refletido é medida para obter informações da orientação do cristal. A razão de intensidade de superfície de raio-x refletido (doravante razão de intensidade de superfície) significa a razão das intensidades de superfície de raio-x refletido em uma direção {211} e em uma direção {111} (doravante representado por {211}, {111} quando ela não é particularmente especificada em relação a uma superfície paralela a uma chapa de aço em uma porção central da chapa de aço (uma porção a uma profundidade de metade da espessura da chapa a partir da superfície da chapa), isto é, é um valor definido como {211}/ {111}. É um valor a ser medido usando-se raio-x por um método descrito na ASTM Standards Designation 81-63. Um equipamento de medição de raio-x RINT1500 produzido por Rigaku Corporation é usado como o equipamento de medição da presente experiência. A medição é executada a uma velocidade de medição de 40 vezes/minuto, Mo-Kα é usado como uma fonte de raio-x, sob uma condição de voltagem de tubo de 60 kV, uma corrente de tubo de 200 mA, e Zr-Kβ é usado como um filtro. Um goniômetro de ângulo aberto é usado como goniômetro, a largura do passo é 0,010°, as fendas são uma fenda de divergência de 1°, uma fenda de dispersão de 1°, e uma fenda que recebe luz de 0,15 mm.

[00067] A seguir, a distribuição de concentração de Mn da chapa de aço é medida por um EPMA ()Microanalisador de Sonda Eletrônica) ou um CMA (Microanalisador com Auxilio de Computador) capaz de executar processamento de imagem de um resultado de medição pelo EPMA quanto à quantificação da segregação central.

[00068] Nesse momento, o valor numérico da quantidade máxima de segregação de Mn muda dependendo do diâmetro da sonda do ERPMA (ou CMA). Os presentes inventores descobriram que a segregação de Mn é capaz de ser adequadamente avaliada ajustando-se o diâmetro da sonda em 2 µm. Note que a quantidade de segregação de Mn se torna grande na aparência quando existe ma inclusão tal como MnS, e portanto a avaliação é executada excluindo-se o valor da inclusão quando a inclusão aparece.

[00069] Na presente invenção, a quantidade máxima de segrega-ção de Mn é definida como sendo a quantidade máxima de Mn (% em peso) na porção de segregação central entre uma concentração de Mn na qual a porção de segregação central da chapa de aço, isto é, pelo menos uma área de pelo menos 1 mm na direção da espessura da chapa, 3 mm na direção da largura da chapa de uma porção central de uma seção transversal da chapa de aço é medida pelo método de medição conforme definido acima, e o valor médio na direção da largura da chapa em cada posição de direção da espessura da chapa é ajustado para ser a concentração de Mn.

[00070] É também possível definir a porção de segregação central pela dureza pela medição da porção de segregação central de Mn medida como definido acima pelo uso de um micro testador de dureza Vickers. Por exemplo, uma área de 1 mm na direção da espessura da chapa, 3 mm na direção da largura da chapa é medida a 25 g x 15 segundos em um afastamento de 50 µm centrado na porção de segregação central pelo uso do micro testador de dureza Vickers, e a dureza máxima entre os valores médios da micro dureza Vickers na direção da largura da chapa de aço em cada direção da espessura da chapa é definida como a dureza máxima da porção de segregação central. Uma dureza média na qual a dureza máxima na porção de segregação central é excluída da dureza média de cada posição de direção da espessura de chapa tem também sua média calculada é definida como a dureza média do material base. É possível definir a área cuja dureza se torna a dureza média do material base + 50 Hv ou mais como porção de segregação central.

[00071] A SA (-20°C) sob uma condição na qual a resistência à tração está dentro de uma faixa sob uma condição na qual a resistência à tração está dentro de uma faixa de 710 MPa a 740 MPa está representada na Figura 4 por uma relação entre o "número do tamanho médio de grão" e a "área do tamanho médio de grão". Verifica-se que SA (-20°C) ≧ 85% quando o "número do tamanho médio de grão" é 2,5 µm ou menos e a "área do tamanho médio de grão" é 9 µm ou menos.

[00072] Além disso, também se verifica que SA (-20°C) também melhora mesmo em uma microestrutura similar pela execução de "adição de REM + agitação eletromagnética induzida + redução suavizada".

[00073] Nesse teste, uma superfície de fratura frágil provocada por fraturas frágeis estimadas de serem geradas imediatamente sob um entalhe de pressão do corpo de prova do teste DWTT muda uma vez em uma superfície de fratura dúctil, mas uma pseudo rachadura perpendicular tanto à superfície de fratura gerada na vizinhança do centro da espessura da chapa quanto à direção da espessura do corpo de prova chapa se torna um ponto de partida da superfície de fratura frágil novamente quando a superfície de fratura é observada em detalhes. Isto é, verifica-se que os efeitos da segregação central na SA (-20°C). Isto é, verifica-se que hás efeitos de redução do SI e aumento da energia de absorção pela redução da segregação central.

[00074] Note que todos os valores da SA (-20°C) são valores médios de duas amostras, e alguns dos corpos de prova não satisfazem SA (-20°C) ≧ 85%. Consequentemente, a relação entre a diferença (ASA) das duas amostras SA (-20°C) e o desvio padrão da área do tamanho médio de grão obtido pelo EBSP-OIM™ definido acima. Os resultados estão representados na Figura 5. Verifica-se que quando o "desvio padrão" da área do tamanho médio de grão é 2,3 µm ou menos, a ∆SA (-20°C) se torna 20% ou menos, e a dispersão da tenacidade é suprimida dentro dessa faixa. Quando a ∆SA (-20°C) é 20% ou menos, o valor mínimo da SA (-20°C) é suprimido a aproximadamente 75% e está dentro de uma faixa praticamente permissível para garantir SA (-20°C) ≧ 85% como valor médio.

[00075] A relação entre a razão de intensidade de superfície e o S.l. está representada na Figura 6. Verifica-se que o S.l. estabiliza a um nível muito baixo para ser um valor de 0,03 ou menos quando a razão de intensidade de superfície é 1,1 ou mais. Isto é, verifica-se que é possível suprimir a separação até um nível de praticamente nenhum problema se a razão de intensidade de superfície for controlada para ser 1,1 ou mais. Mais desejavelmente, [e possível fazer p S. I. a 0,02 ou menos pelo controle da razão de intensidade de superfície em 1,2 ou mais.

[00076] Além disso, é reconhecida uma tendência óbvia na qual a energia da camada superior no teste de DWTT melhora pela supressão da separação. Isto é, quando a razão de intensidade de superfície {211}/ {111} se torna 1,1 ou mais, a ocorrência das separação é suprimida, o S. I. estabiliza ao baixo nível de 0,03 ou menos, e a diminuição da energia da camada superior sendo um índice das resistência à fratura dúctil instável resultante da ocorrência da separação é suprimida, e a energia de 1000 J ou mais pode ser obtida.

[00077] Note que é preferível ajustar a razão de intensidade de superfície em 0,9 ou menos do ponto de vista de supressão da anisotro- pia plástica planar.

[00078] A separação é resultante da anisotropía plástica de colônias cristalográficas {111} e {100} distribuídas em um estado de faixa, e é considerado ocorrer em uma superfície da borda dessas colônias adjacentes. É provado que {111} entre essas colônias cristalográficas também desenvolve em particular por uma laminação na região de duas fases a (ferrita) + γ (austenita) e menos da temperatura do ponto de transformação Ar₃. Por outro lado, quando a laminação é executada a uma temperatura de não recristalização da região γ da temperatura do ponto de transformação Ar₃ ou mais, uma textura do tipo Cu sendo uma textura de laminação representativa de um metal FCC é fortemente formada, e é conhecido que a textura na qual {111} se desen volve é formada após a transformação de γ para α. É, portanto, possível evitar a ocorrência da separação pela supressão do desenvolvimento dessas texturas.

[00079] A seguir, um teste Charpy de entalhe em V é executado para investigar a relação entre a energia de absorção e a microestrutu-ra, uma micro amostra é cortada da vizinhança da superfície de fratura, e a relação entre a energia de absorção (vE (-20°C)) e a fração de ferrita pró-eutectoide é investigada. Note que um teste de impacto Charpy é executado pelo corte de um corpo de prova descrito na JIS Z 2202 a partir da direção R na direção do centro da espessura da chapa de acordo com um método da JIS Z 2242. A fração de ferrita pró-eutectoide é um valor obtido pelo método EBSP-OIOM™ definido acima. A relação entre a fração de ferrita pró-eutectoide sob uma condição na qual a resistência à tração está dentro da faixa de 710 MPa a 740 MPa e vE (-20°C) está representado na Figura 7.

[00080] Há uma boa correlação entre a fração de ferrita pró-eutectoide e o vE (-20°C), e verifica-se que um valor almejado para o vE (-20°C) é 240 J pode ser obtido quando a fração de ferrita pró- eutectoide é 3% ou mais.

[00081] Um resultado no qual um efeito de segregação central adicionado ao SA (-20°C) e o S. I. é também investigado em detalhes está representado na Figura 8. A porção de segregação central significa uma camada elementos fáceis de serem solidificados e segregados tais como C, P, Mn, Nb, Ti que existe em uma porção central da seção transversal da chapa de aço, e a segregação central de Mn definida acima está também incluída. Verifica-se que quando a dureza (dureza Vickers Hv) da porção de segregação central é uma dureza máxima ≦ 300 Hv, e uma largura (comprimento na direção da largura da chapa) da faixa de segregação da dureza média do material base + 50 Hv ou mais é 200 µm ou menos, SA (-20°C) ≧ 85%, S. I. ≦ 0.03 mm-², e tan-to SA (-20°C) quanto o S.l. passam os valores almejados.

[00082] Chapa de aço laminada a quente usada na presente invenção é uma chapa de aço contendo os seguintes componentes químicos em % em massa, e a porção remanescente é composta de Fe e os inevitáveis elementos impureza.
C = 0,02% a 0,08%,
Si = 0,05% a 0,5%,
Mn = 1% a 2%,
Nb = 0,03% a 0,12%,
Ti = 0,005% a 0,05%,
P ≦ 0,03%,
S ≦ 0,005%,
O ≦ 0,003%,
Al = 0,005% a 0,1%,
N = 0,0015% a 0,006%,
Ca = 0,0005% a 0,003%,
V ≦ 0,15% (excluindo "0" (zero)%),
Mo ≦ 0,3% (excluindo "0" (zero)%), estão contidos, e
O < S/Ca < 0,8
N - 14/ 48 x Ti ≧ "0" (zero)%

[00083] Nesse momento, a chapa de aço laminada a quente pode também conter um ou dois ou mais tipos dos elementos a seguir em porcentagem em massa.
Cr = 0,05% a 0,3%,
Cu = 0,05% a 0,3%,
Ni = 0,05% a 0,3%,
B = 0,0002% a 0,003%

[00084] Subsequentemente, estão descritas as razões de limitação dos componentes químicos da chapa de aço laminada a quente na presente invenção.

[00085] C é o elemento necessário para obter a resistência almejada da norma API5L-X80 ou mais e a microestrutura. Note que é impossível obter a resistência necessária se seu teor for menor que 0,02%, e quando é adicionado em mais de 0,06%, são formados muitos carbonetos para serem pontos de partida de fraturas, e como resultado não apenas a tenacidade, em particular, a energia de absorção são diminuídas mas também a capacidade de soldagem no campo deteriora notavelmente. Consequentemente, a quantidade de adição de C é ajustada para ser 0,02% o mais e 0,06% ou menos. Além disso, é desejável ser 0,05% ou menos para obter resistência homogênea in- dependentemente.da taxa de resfriamento em um resfriamento após a laminação.

[00086] Si tem um efeito de supressão da precipitação do carboneto para ser o ponto de partida de fratura, e portanto, ele é adicionado em 0,05% ou mais, mas a capacidade de soldagem no campo deteriora quando ele é adicionado em mais de 0,05%. Quando a versatilidade geral é considerada de um ponto de vista da capacidade de soldagem no campo, é desejável ser 0,3% ou menos. Além disso, há o receio de que a escala modelo em um estado de listras de tigre é gerado e pode causar deformação da superfície quando é adicionado em mais de 0,15%, e portanto, é desejável ajustar o seu limite superior em 0,15%.

[00087] Mn é um elemento de reforço da solução sólida, e portanto é adicionado de acordo com a necessidade. Entretanto, uma faixa de segregação rígida para ser o ponto de partida da separação é formado porque ele segrega até o centro de uma placa lingotada em um tempo de lingotamento. Consequentemente, torna-se grande a possibilidade na qual a quantidade máxima de segregação de Mn excede 2% se ele for adicionado em mais de 2% mesmo da forma como o lingotamento é executado. Colmo resultado, o SI se torna pior, e os requisitos da presente invenção não são satisfeitos. É desejável adicionar 1,8% ou menos para reduzir o SI enquanto se considera a variação da quantidade de segregação máxima de Mn.

[00088] P é uma impureza, e é mais desejável que seu teor seja baixo. Ele segrega até a porção central de juma barra de aço de lingo- tamento contínuo quando está contido em mais de 0,03% para incorrer em fratura na borda do grão e diminuir notavelmente a tenacidade a baixa temperatura, e, portanto, ele é ajustado para ser 0,03% ou menos.

[00089] Além disso, P afeta adversamente em uma tubalização e a capacidade de soldagem no campo, e portanto é desejável ser 0,015% ou menos considerando o acima.

[00090] S não apenas incorre em fraturas no momento da lamina- ção a quente mas também deteriora a tenacidade a baixa temperatura se a quantidade de adição for muito grande, e portanto seu teor é ajustado para ser 0,005% ou menos. Além disso, o S segrega na vizinhança do centro da barra de aço de lingotamento contínuo como MnS, forma MnS estendido após a laminação para ser o ponto de partida da fratura frágil, e se torna a causa da ocorrência de uma pseudo separação (tratada como a separação n a presente invenção) tal como fratura por falha de laminação da chapa. Além disso, é desejável ser 0,001% ou menos em consideração da propriedade sour-resistant.

[00091] O é uma impureza, e o seu limite superior é limitado a ser 0,003% ou menos para suprimir a agregação de óxidos. E para melhorar a propriedade de resistência à fratura induzida pelo hidrogênio. É desejável ajustar o valor do limite superior da quantidade de O a 0,002% ou menos para suprimir a geração do óxido e para melhorar o material base e a tenacidade da HAZ.

[00092] Al é um elemento desoxidante, e é adicionado em -0,005% ou mais para obter o seu efeito. Por outro lado, o efeito satura se a quantidade de adição exceder 0,1%. Além disso, um aglomerado cumulativo de óxido de Al é verificado quando excede 0,03%, e portanto é desejável ser 0,03% ou menos. Quando também uma severa tenacidade a baixa temperatura é necessária, é preferível ajustar o limite superior da quantidade de Al em 0,017% ou menos.

[00093] Nb é um dos elementos mais importantes na presente invenção. Nb tem efeitos de supressão de recuperação, recristalização e crescimento de grão da austenita durante a laminação ou após a lami- nação devido ao efeito de dragging em um estado de solução sólida e/ou um efeito de fixação como carbonitretos precipitados, refino de grãos do tamanho médio do grão de cristal após a transformação, e melhoria da tenacidade a baixa temperatura. Alcem disso, ele gera carbonetos finos e contribui para melhoria da resistência pelo reforço da precipitação em um processo de bobinamento sendo uma característica do processo de produção de bobinas a quente. Note que é necessário adicioná-lo em pelo menos 0,05% ou mais para obter esses efeitos conforme definido acima. Por outro lado, não apenas o efeito satura mas também se torna difícil a solução sólida em um processo de aquecimento antes do processo de laminação a quente, forma um carbonitreto bruto para ser o ponto de partida de fratura, e há a possibilidade na qual a tenacidade a baixa temperatura e a propriedade sour-resistant deteriora se ele for adicionado em mais de 0,12%.

[00094] O Ti é um dos elementos mais importantes na presente invenção. O Ti começa a se precipitar como um nitreto a uma alta temperatura imediatamente após a solidificação da placa lingotada obtida por lingotamento contínuo ou por lingotamento convencional. O precipitado contendo o nitreto de Ti é estável à alta temperatura e apresenta o efeito de fixação sem ser completamente dissolvido-sólido em um aquecimento posterior da placa, suprimem o embrutecimento do grão de austenita durante o aquecimento da placa, miniaturiza a microestru- tura para melhorar a tenacidade à baixa temperatura. A adição de Ti de pelo menos 0,05% ou mais é necessária para obter os efeitos conforme definidos acima. Por outro lado, o efeito satura se ele for adicionado em mais de 0,02%. Além disso, quando a quantidade de adição de Ti exceder um componente estequiométrico com N (N - 14/ 48 x Ti ≦ "0" (zero)%), o Ti restante se liga ao C. e há a possibilidade na qual a propriedade de resistência HIC e a tenacidade sejam diminuídas.

[00095] Ca é um elemento que gera sulfeto Cas, suprime a geração de MnS que se estende na direção de laminação, e contribui notavelmente para a melhoria da tenacidade a baixa temperatura. Quando a quantidade de adição de Ca é menor que 0,0005%, os efeitos não podem ser obtidos, e portanto o valor limite inferior é ajustado para ser 0,0005% ou mais. Por outro lado, quando a quantidade de adição de Ca excede 0,003%, o óxido de Ca se acumula e similarmente tem a possibilidade de ser o ponto de partida da fratura frágil, e portanto um limite superior é ajustado para ser 0,003% ou menos.

[00096] Na presente invenção, Ca é adicionado para formar CaS, e portanto o S é fixado. Portanto, a razão S/Ca é um índice importante. É estequiometricamente ajustado ser S/16 = Ca/20 a partir dos pesos atômicos de S e Ca. Isto é, quando a razão de S/Ca é 0,8 ou mais, MnS é gerado, e MnS estendido é formado no momento da laminação. Como resultado, a tenacidade a baixa temperatura deteriora. Consequentemente, a razão S/Ca é ajustada para ser menos de 0,8.

[00097] N forma nitreto de Ti conforme mencionado acima, suprime o embrutecimento do grão de austenita durante o reaquecimento da placa, o refino do tamanho do grão de austenita em uma última laminação controlada, e o refino do tamanho médio de grão após a transformação para melhorar a tenacidade a baixa temperatura. Note que os efeitos não podem ser obtidos quando o seu teor for menor que 0,0015%. Por outro lado, a ductilidade é diminuída devido ao envelhecimento, e a capacidade de moldagem quando ele é tubulizado é diminuída se estiver contido em mais de 0,006%. Quando o teor de N é menor que um componente estequiométrico com Ti (N - 14/ 48 x Ti ≦ "0" (zero)%), o N remanescente se liga ao C, e há a possibilidade de que a propriedade de resistência HIC e a tenacidade sejam diminuídas.

[00098] A seguir são descritas as razões para adição de V, Mo, Cr, Ni, Cu. O objetivo principal para também adicionar esses elementos em adição aos componentes básicos é expandir a espessura da chapa produzida e permitir a melhoria de propriedades tais como a resistência e a tenacidade do material base sem danificar as excelentes características do aço conforme a presente invenção.

[00099] V gera um carbonitreto fino no processo de bobinamento sendo a característica do processo de produção de bobinas a quente, e contribui para a melhoria da resistência pelo reforço da sua precipitação. Note que o efeito satura se ele for adicionado em mais de 0,15%. Além disso, é desejável ser menor que 0,1% porque há a probabilidade na qual a capacidade de soldagem no campo é diminuída se for adicionado em 0,1% ou mais. Além disso, é eficaz em ma quantidade muito pequena, mas é desejável ser adicionado em 0,02% ou mais.

[000100] Mo tem efeitos de melhorar a propriedade de têmpera e aumentar a resistência. Além disso, o Mo tem efeitos que suprimem fortemente a recristalização da austenita no momento da laminação controlada, miniaturizando a estrutura austenita, e melhorando a tenacidade à baixa temperatura juntamente com o Nb. Note que os efeitos saturam se forem adicionados mais de 0,3%. Além disso, há a probabilidade na qual a ductilidade é diminuída e a capacidade de moldagem quando ela é tubulizada é diminuída se forem adicionados 0,2% ou mais, e portanto é desejável que seja menos de 0,2%. Além disso, é eficaz em uma quantidade muito pequena, mas é desejável que seja adicionado em 0,02% ou mais.

[000101] Cr tem um efeito de aumentar a resistência. Note que o efeito satura se ele for adicionado em mais de 0,3%. Além disso, há a probabilidade na qual a capacidade de soldagem no campo é diminuída se ele for adicionado em 0,15% ou mais, e é desejável ser menos de 0,15%. Além disso, o efeito não pode ser esperado se forem adicionados menos de 0,05%, e portanto é desejável que sejam, adicionados 0,05% ou mais.

[000102] Cu tem efeitos de melhorar a resistência à corrosão e a propriedade de resistência à fratura induzida pelo hidrogênio. Note que os efeitos saturam se mais de 0,3% forem adicionados. Além disso, há a probabilidade na qual ocorrem fraturas frágeis no momento da lami- nação a quente e provoca falha de superfície se forem adicionados 0,2% ou mais, e portanto é desejável ser menos de 0,2%. Além disso, os efeitos não são esperado se forem adicionados menos de 0,05%, e portanto é desejável adicionar-se mais de 0,05%.

[000103] Ni raramente forma uma estrutura curada prejudicial à tenacidade à baixa temperatura e à propriedade sour-resistant em uma estrutura laminada (em particular, na faixa de segregação central da placa) comparado com Mn, Cr, Mo e, portanto, há um efeito de melhoria da resistência sem deteriorar a tenacidade a baixa temperatura e a capacidade de soldagem no campo. Note que os efeitos saturam se forem adicionados mais de 0,3%. Além disso, há o efeito de evitar a fratura frágil de Cu, e portanto é adicionado 1/3 ou mais da quantidade de Cu como um objetivo. Os efeitos não podem ser esperados se forem adicionados menos de 0,05% e, portanto, o limite inferior é ajustado para ser 0,05%.

[000104] B tem efeitos de melhorar a propriedade de têmpera e tor-nar fácil a obtenção de uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo. Além disso, B aumenta o efeito de melhoria da propriedade de têmpera do Mo e tem o efeito de aumentar sinergicamente a propriedade de têmpera junto com o Nb. Consequentemente, ele é adicionado conforme a necessidade. Note que é insuficiente obter os efeitos se for adicionado em menos de 0,0002%, e ocorrem fraturas de placa se forem adicionados mais de 0,003%.

[000105] REM tem efeitos que dispersam uniformemente óxidos finos em um aço fundido pela reforma de uma inclusão à base de alumina, também ajudando os óxidos a serem núcleos da geração de cristal equiaxial. Note que os efeitos não podem ser obtidos se ele for adicionado em menos de 0,0005%, e quando ele é adicionado em mais de 0,02%, esses óxidos são gerados a granel, em grupos, inclusões brutas são geradas, a tenacidade a baixa temperatura da costura da solda é deteriorada, e a capacidade de soldagem no campo é afetada adversamente. Além disso, é um elemento que muda a forma de uma inclusão não metálica que se torna o ponto de partida de fraturas e deteriorar a propriedade sour-resistant para ser inofensiva.

[000106] A seguir, a microestrutura, etc., da chapa de aço da presente invenção está descrita em detalhes.

[000107] A microestrutura da chapa de aço precisa ser como segue para alcançar a resistência objetivada, a tenacidade a baixa temperatura, etc.: a fração de ferrita pró-eutectoide é 3% ou mais e 20% ou menos e o outro é um produto de transformação à baixa temperatura na microestrutura a uma profundidade de metade da espessura de uma chapa de aço, o número do tamanho médio do grão de cristal de toda a microestrutura é 2,5 µm ou menos, a área do tamanho médio de grão é 9 µm ou menos, e o seu desvio padrão é 2,3 µm ou menos.

[000108] Um grande desvio de temperatura ocorre entre as superfícies frontal e traseira de uma chapa e o centro da espessura da chapa quando a espessura da chapa é 16 mm ou mais, e uma história de temperatura em cada posição da espessura da chapa do início ao fim da laminação afeta diretamente na formação da microestrutura, etc. Em particular, uma intensidade de estresse triaxial é a mais alta na porção central da espessura da chapa, e o ponto de partida de fraturas é a porção central da espessura da chapa. Além disso, há a melhor correlação entre a microestrutura, etc. e materiais tais como a SA, e portanto a microestrutura, etc. na metade da espessura é ajustada para ser uma representação de toda a espessura da chapa.

[000109] Aqui, a diferença entre o número de tamanho médio de grão de cristal e a área do tamanho médio de grão de cristal é mencionada. Esses valores numéricos podem ambos ser obtidos pelo método EBSP-OIM™ mencionado acima. Em ambos a borda do grão é definida ser 15° sendo um valor base de uma inclinação de ângulo alto da borda do grão que é geralmente reconhecida como borda do grão de cristal, e a área circundada pela borda do grão é o grão de cristal. A distribuição de tamanho dos grãos medidos é desenhada em um histograma, e o seu valor médio é o "número do tamanho médio do grão de cristal" definido na presente invenção. Por outro lado, é desenhado um histograma no qual uma párea média é pesada (encontre um produto) até o valor numérico para cada etapa lateral do histograma acima, e o seu valor médio é a "área do tamanho médio de grão" definida na presente invenção. Esse valor faz a observação em microscópio ótico, etc., aproximar até uma impressão da microestrutura que pode ser vista a olho nu e um método de comparação e um método de in- terceptação definido na JIS.

[000110] Aqui, a microestrutura da bobina a quente para a tubulação em espiral a ser o objetivo da presente invenção é classificado em uma estrutura de grão muito fino correspondente à "ferrita pró- eutectoide" definida na presente invenção e as outras, isto é, a "fase de transformação a baixa temperatura" na qual o seu tamanho de grão é relativamente bruto, se refere a um tamanho de grão da austenita anterior, e prevista de se transformar para ser massiva, quando é observada em detalhes. Em outras palavras, o "número do tamanho médio de grão de cristal" representa principalmente o tamanho de grão da "ferrita pró-eutectoide", e a "área do tamanho médio de grão" representa o tamanho de grão da "fase de transformação à baixa temperatura". Além disso, o "desvio padrão" é um índice que representa a diferença de tamanho de grão entre esses.

[000111] De acordo com um resultado dos estudos detalhados dos presentes inventores, um entendimento no qual a tenacidade melhora à medida que o grão de cristal é refinado em uma relação entre o "grão de cristal" e a "tenacidade" que foi considerada não é uma regra versátil, mas é a relação que entra em efeito apenas quando a micro- estrutura pode ser considerada como aproximadamente uma fase única tal como ferrita ou bainita. No caso do aço de alta resistência do grau API-X80 ser o objeto da presente invenção, a microestrutura inevitavelmente se torna a microestrutura na qual a "ferrita pró-eutectoide" e a "fase de transformação à baixa temperatura" são misturadas, e portanto o tamanho médio de grão de cristal comum representa apenas a "área de tamanho médio de grão", isto é, o tamanho de grão da "fase de transformação à baixa temperatura" e não é adequado.

[000112] Alem disso, na fratura de rachadura, é proposto o modelo de ligação mais fraco. Por exemplo, no caso de fratura de rachadura, não apenas em uma vizinhança de uma ponta de fratura, mas também o total de uma região plástica é capaz de ser um ponto de partida de ocorrência de fratura. Quando esta é definida como zona de processo, a fratura do total pode ser incorrida se a unidade mais fraca entre a zona de processo fraturar. Nesse caso, um valor de piso (nesse caso, o "número do tamanho médio do grão de cristal" e a "área do tamanho médio do grão") que define o limite inferior da fraqueza se torna necessário em cada uma entre a "ferrita pró-eutectoide" e a "fase de transformação à baixa temperatura" embora uma questão sobre qual das dias seja a unidade mais fraca é colocada de lado. Além disso, a dispersão dessas é também importante, e os sues "desvios padrão" têm que ser definidos para se obter a tenacidade estável.

[000113] Na presente invenção, é preferível que o número do tamanho médio de grão de cristal é 3 µm ou mais, e o desvio padrão é 0,8 µm ou mais em consideração da dificuldade da operação. Esses valores de piso na presente invenção são como segue: o número do tamanho médio de grão de cristal é 1 µm ou mais e 2,5 µm ou menos, a área do tamanho médio de grão é 3 µm ou mais e 9 µm ou menos, e o desvio padrão é 0,8 µm ou mais e 2,3 µm ou menos.

[000114] A ferrita pró-eutectoide é a microestrutura relativamente cheia de ductilidade, e a energia de absorção aumenta à medida que a fração de volume aumenta devido ao efeito da ductilidade. Uma ferrita pró-eutectoide de 3% ou mais é necessária para obter a energia de absorção almejada, mas não apenas o efeito satura mas também a diminuição da resistência se torna notável quando ela excede 20%.

[000115] Consequentemente, é necessário que a ferrita pró- eutectoide seja 3% ou mais e 20% ou menos. Note que a existência da ferrita pró-eutectoide é eficaz para reduzir a razão de rendimento do tubo de aço após a tubulização. Em particular, recentemente, um projeto é executado principal mente por um Projeto à Base de Tensão, e é desejado diminuir o limite de elasticidade após a tubalização. É desejado que a ferrita pró-eutectoide esteja contida em pelo menos 3% ou mais na fração de volume para fazer da razão de rendimento após a tubalização os desejados 0,93 ou menos. Além disso, há efeitos notáveis no aumento da energia de absorção e a supressão da separação pelo controle do teor de ferrita pró-eutectoide em 20% ou menos. Ele é estimado porque a pseudo fratura de rachadura em uma borda entre a ferrita pró-eutectoide e a fase de transformação à baixa temperatura que se propaga em uma borda entre a ferrita pró-eutectoide e a fase de transformação à baixa temperatura é suprimida.

[000116] A separação que é estimada não ser afetada pela segregação central no centro da espessura da chapa entre as separações surge de uma anisotropia plástica das colônias de cristalografia de {111} e {100} distribuída em um estado de faixa, e é considerado que a separação ocorre em uma superfície de borda dessas colônias adjacentes. Consequentemente, a razão de intensidade de raio-x refletido {211}/ {111} entre o plano {211} e o plano {111} que estão em paralelo à porção de superfície da porção central da espessura da chapa é usada como índice, e é possível suprimir a separação até um nível no qual a anisotropia plástica das colônias cristalográficas é capaz de suprimir a separação quando o valor da razão de intensidade de raio-x refletido é 1,1 ou mais.

[000117] A segregação central gerada no momento do lingotamento da placa afeta adversamente na propagação de fraturas frágeis no teste DWTT, e também promove a ocorrência da separação. O teste DWTT é um método de teste que avalia como a propagação das fraturas frágeis geradas a partir da porção de entalhe de pressão é atrasada por uma deformação plástica que forma uma superfície de fratura dúctil no momento do teste, mas uma estrutura em estado de banda rígida gerada como resultado da segregação central é difícil ser plasticamente deformada e portanto a propagação das fraturas frágeis é acelerada Além disso, a segregação central gera a pseudo rachadura para ser o ponto de partida da separação. Consequentemente, a segregação central, em particular, a segregação central de Mn tem que ser reduzida tanto quanto possível para melhorar a SA do DWTT sendo o índice da tenacidade a baixa temperatura enquanto suprime a ocorrência da separação. Entretanto, é possível suprimir a ocorrência da separação enquanto se garante a AS quando a dureza máxima da porção de segregação central é 300 Hv ou menos, a largura da faixa de segregação da dureza do material base + 50 Hv ou mais é 200 µm ou menos. Além disso, a largura da estrutura em estado de faixa rígida na direção da espessura da chapa é também desejável ser mais estreita, e a ocorrência da separação pé também suprimida quando a espessura da faixa de segregação cuja concentração de Mn é 1,8% ou mais é 140 µm ou menos na direção da espessura da chapa.

[000118] Para obter a resistência da chapa de aço, há o caso em que a resistência é insuficiente por conter apenas a fase de transformação à baixa temperatura cuja dureza é relativamente alta dentro da microestrutura acima definida. Nesse caso, é importante que os precipitados contendo Nb no tamanho de nanômetro seja densamente dispersado para permitir o reforço da precipitação de toda a microestrutura. As composições dos precipitados de tamanho de nanômetro são principal mente Nb, mas é permitido conter Ti, V, Mo, Cr formando o carbonitreto. Além disso, a faixa da temperatura de bobinamento é ajustada para ser 520°C a 620°C de forma que os precipitados contribuam adequadamente para o reforço.

[000119] Note que quando a taxa de resfriamento em uma mesa de saída é rápido, da ordem de 20°C/s ou mais no centro da espessura da chapa e a temperatura de bobinamento é 500°C ou menos, a fração de volume da ferrita pró-eutectoide ≦ 20%, e é possível garantir a resistência do grau X80 pelo reforço da estrutura da fase de transformação à baixa temperatura mesmo se for um estado de subenvelhe- cimento no qual os precipitados contendo Nb de tamanho de nanometres não apresenta suficiente capacidade de reforço da precipitação.

[000120] É necessário que uma microestrutura contendo carboneto bruto tal como cementita não esteja contida para melhorar a energia de absorção sendo um índice de uma performance de interrupção de fratura frágil necessária quando se presume uma tubulação de gás natural. Isto é, a fase de transformação à baixa temperatura na presente invenção não contém a microestrutura contendo o carboneto bruto tal como cementita.

[000121] Aqui, a fase de transformação à baixa temperatura é representada por uma microestrutura que aparece quando ela é muito resfriada que um estado de equilíbrio no momento do resfriamento ou após o bobinamento na mesa de saída. Por exemplo, é a microestrutura correspondente a uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) descrito no The Iron and Steel Institute of Japan, Society of basic research, Bainite Research Committee/ Edition; Recent Study relating to Bainite structure and transformation action of low-carbon steel - the Final Report of Bainite Research Committee (1994, The Iron and Steel Institute of Japan).

[000122] Isto é, é definido que a microestrutura da estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) é uma microestrutura feita principal mente de ferrita bainítica (α^o _B), Ferrita bainítica granular (α_B), ferrita quase-poligonal (α_q), também contém uma quantidade pequena de austenita retida (γ_r), Martensita-austenita (MA) como é descrita no documento de referência definido acima, pg. 125 a pg. 12 como uma estrutura de observação em microscópio ótico. Uma estrutura interna da αq não aparece por causticação como a ferrita poligonal (PF), mas uma forma da α_q é acicular, e é aparentemente distinto da PF. Aqui, um comprimento periférico de um grão de cristal objetivado é ajustado para ser lq, e o diâmetro equivalente de círculo é ajustado para ser dq, então um grão que satisfaça a condição na qual a razão (lq/ dq) é lq/ dq ≧ 3,5 é a α_q.

[000123] Além disso, é necessário ajustar o número do tamanho de grão de cristal é 2,5 µm ou menos, a área do tamanho médio de grão é 9 µm ou menos, e o desvio padrão é 2,3 µm ou menos do total da mi- croestrutura incluindo o acima para melhorar a tenacidade à baixa temperatura. Isto é porque o tamanho de grão de cristal tendo a relação direta com a unidade de superfície de fratura considerada ser o principal affector da propagação de fratura de rachadura na fratura frágil é refinado, e a tenacidade a baixa temperatura melhora.

[000124] A seguir, estão descritas em detalhes as razões do método de produção da presente invenção.

[000125] Na presente invenção, o método de produção antes do processo de lingotamento contínuo não é particularmente limitado. Isto é, um processo de refino por um conversor de aço é executado passando-se através de um tratamento preliminar de ferro fundido tal como desfosforação do aço fundido e dessulfuração do aço fundido após o vazamento do ferro gusa fundido de um forno de cuba, caso contrário um processo de dissolução de uma fonte de ferro frio tal como sucata por um forno elétrico, etc., e subsequentemente um ajuste de componentes é executado de modo a ser um teor de componentes visado por vários refinos secundários, a seguir é lingotado por um método tal como lingotamento contínuo normal, um lingotamento pelo método convencional, e, em adição, lingotamento de placa fina.

[000126] Note que uma contramedida contra a segregação tal como uma redução de laminação não solidificada é executada por um segmento do lingotamento contínuo para reduzir a segregação central no momento do lingotamento da placa. Caso contrário, é necessário suprimir a largura na direção da espessura da chapa da segregação central fazendo-se fina a espessura da placa lingotada.

[000127] Inicialmente, uma inclusão à base de AI₂O₃ é reformada em um óxido fino contendo REM pela adição de REEM, o óxido é uniformemente disperso em um aço fundido, a agitação eletromagnética é executada para diminuir o grau de superaquecimento do aço fundido, para assim usar efetivamente o óxido finamente disperso como um núcleo de uma geração de cristal axial, e os cristais equiaxiais finos são gerados na placa lingotada para suprimir a segregação de Mn.

[000128] A seguir, uma redução suave no momento da solidificação final no lingotamento contínuo é ótima. Á redução suave no momento da solidificação final é um fluxo de aço fundido concentrado até a porção de não solidificação na porção central gerado pela movimentação do aço fundido concentrado resultante do encolhimento de solidificação, etc., para compensar o grau de encolhimento de solidificação e é executado por supressão. É, portanto, possível reduzir a segregação central.

[000129] Concretamente, REM é adicionado dentro do escopo da presente invenção, quando o aço fundido é lingotado sob uma condição na qual a velocidade do fluxo de agitação do aço fundido pela agitação eletromagnética induzida em uma posição 10 m sob um molde a partir do menisco no molde é 30 cm/s a 100 cm/s, o lingotamento contínuo é executado a uma velocidade de redução representada pelo produto da velocidade de lingotamento (m/min) e um gradiente de redução ajustado (mm/m) está dentro da faixa de 0,7 mm/min a 1,1 mm/min e uma facilidade cujo passo de cilindro em uma posição correspondente ao final da solidificação é 250 mm a 360 mm no qual a razão da fase sólida central se torna 0,3 a 0,7.

[000130] No caso de uma placa obtida pelo lingotamento contínuo ou de uma placa fina lingotada, a placa pode ser diretamente transferida para um laminador de tiras em um estado de placa lingotada à alta temperatura, caso contrário ela pode ser laminada a quente após ser resfriada até a temperatura ambiente e reaquecida por um forno de aquecimento. Note que quando a laminação direta da placa (HCR: Laminação de Carga a Quente) é executada, é desejável resfriar até menos que a temperatura do ponto de transformação Ar₃ para quebrar a estrutura lingotada pelas transformações de γ para α para γ e tornar pequeno o tamanho de grão da austenita no momento do reaqueci- mento da placa. É mais desejável resfriar até menos que a temperatura do ponto de transformação Ar₁.

[000131] No momento da laminação a quente, a temperatura de rea-quecimento da placa (SRT) é ajustada para ser a temperatura calculada pela Expressão (1) a seguir ou mais.
SRT (°C) = 6670/ (2,26 -log [%Nb] [%C]) - 273 ... (1)
onde [%Nb], [%C] respectivamente representam os teores (% em massa) de Nb, C em um material de aço. Essa expressão deve representar a temperatura da solução de NbC por um produto da solubilidade de NbC. Quando a temperatura do reaquecimento da placa é menor que essa temperatura, um carbonitreto bruto de Nb gerado no momento de produção da placa não é suficientemente dissolvido, e não apenas o efeito de refino dos grãos de cristal devido à supressão da recuperação, recristalização e crescimento do grão de austenita devido ao Nb no último processo de laminação, e atraso da transformação de γ/α não pode ser obtido, mas também o efeito de geração de um carboneto fino e melhoria da resistência devido ao reforço da precipitação no processo de bobinamento sendo a característica do processo de produção de bobina a quente não pode ser obtido. Note que quando o aquecimento é executado a menos de 1100°C, a quantidade de descamação é pequena e há a possibilidade de que a inclusão na camada de superfície da placa não possa ser removida juntamente com a carepa por uma descamação posterior, e portanto é desejável que a temperatura de reaquecimento da placa seja 1100°C ou mais.

[000132] Por outro lado, quando a temperatura de reaquecimento da placa é maior que 1260°C, o tamanho do grão da austenita se torna bruto, o grão da austenita anterior em uma laminação controlada pos-terior se torna bruto, o tamanho médio de grão de cristal após a transformação se torna também bruto, e o efeito de melhoria da tenacidade a baixa temperatura não pode ser esperado. É mais desejável que seja 1230°C ou menos.

[000133] Quanto ao tempo de aquecimento da placa, a placa é retida por 20 minutos ou mais após alcançar a temperatura correspondente para prosseguir completamente a dissolução do carbonitreto de Nb. Quando o tempo é menor que 20 minutos, o carbonitreto bruto de Nb gerado no momento da produção da placa não é completamente dissolvido, e o efeito de refino do grão de cristal devido à suspensão da recuperação, recristalização e crescimento do grão da austenita durante o momento da laminação a quente, e o atraso da transformação γ/α, o efeito que gera o carboneto fino e melhora a resistência devido ao reforço da precipitação no processo de bobinamento não pode ser obtido.

[000134] O subsequente processo de laminação a quente é geralmente constituído por um processo de laminação bruta feito de várias etapas de laminadores inclusive um laminador reversível e um processo de laminação de acabamento no qual seis etapas ou sete etapas de laminadores são dispostos em linha. Em geral, o processo de laminação de desbaste tem vantagens nas quais o número de passes e a quantidade de redução de laminação em cada passe pode ser livremente ajustado, mas cada tempo de interpasse é longo e há a possibilidade na qual a recuperação e a recristalização entre os passes prosseguem. Por outro lado, o processo de laminação de acabamento é do tipo em linha, e, portanto, o número de passes é o mesmo número que o número de laminadores, mas cada tempo de interpasse é curto, e há uma característica na qual um efeito de laminação controlado é fácil de ser obtido. Consequentemente, um programa de processo que tira vantagem total das características desses processos de laminação se torna necessário em adição aos componentes do aço para permitir a excelente tenacidade à baixa temperatura.

[000135] Além disso, quando a espessura do produto chapa excede 16 mm, e o vão de mordida de um primeiro laminador de acabamento é limitado pela restrição do equipamento, etc., é impossível melhorar a tenacidade sendo o requisito da presente invenção pelo ganho da razão de redução de laminação de uma re3gião de temperatura de não recristalização apenas pelo processo de laminação de acabamento, e portanto o processo de laminação de desbaste é efetivamente usado, e é muito importante refinar o tamanho de grão da austenita de recristalização na região de laminação de recristalização imediatamente antes da laminação na região de não recristalização.

[000136] A presente invenção é objetivada para uma chapa cuja espessura é 16 mm ou mais, e um princípio da presente invenção é como refinar o tamanho de grão da austenita de recristalização. Entretanto, diferente da laminação de acabamento na qual: é usado um laminador em linha de múltiplas cadeiras no qual a tensão de laminação, a temperatura de laminação e o tempo de interpasse que são itens metalograficamente importantes são determinados se um programa de passes, uma temperatura de início da laminação, e a velocidade de laminação são determinados; em adição, a laminação contínua é executada, a laminação de desbaste é uma combinação de laminadores de cadeira única, e sua flexibilidade de operação é grande, mas ao contrário, combinações do programa de passe ótimo, da temperatura de início de laminação, e da velocidade de laminação que refina o acima mencionado tamanho de grão de austenita recristalizado existe em números incontáveis, e os presentes inventores se aplicaram para quantificar o método que possibilite a presente invenção.

[000137] Consequentemente, índices são ajustados nos quais o programa de passes, a temperatura de início da laminação e a velocidade de laminação, mais especificamente, a temperatura, o tempo de inter-passe, a tensão de laminação são uniformemente avaliados. Isto é, os presentes inventores descobriram que é usada uma tensão acumulada efetiva (ε_eff.) calculada pela expressão (2) a seguir, e assim condições no momento da laminação da chapa de aço grossa cuja espessura de chapa é 16 mm ou mais pode ser uniformemente representada.
E_eff = Σεi (t, T) ... (2)
aqui,
E_i(t, T) = ε_io/ exp {(t/τ_R)^2/3},
τ_R = τ₀ • exp (Q/RT) τ₀ = 8,46 x 10^-6,
Q = 183200 J,
R = 8.314 J/K • mol,
onde "t" representa o tempo acumulado até imediatamente antes da laminação de acabamento no passe correspondente no caso da laminação de desbaste, e representa um tempo acumulado até imediatamente antes do resfriamento no caso da laminação de acabamento, e "T" representa a temperatura de laminação no passe correspondente.

[000138] A relação entre a tensão acumulada efetiva de desbaste e a área do tamanho médiod e grão está representada na Figura 9, e a relação entre a tensão acumulada efetiva de acabamento e o número do tamanho médio de grão está representada na Figura 10, Isto é, como fica óbvio da Figura 9, a austenita de recristalização imediatamente antes da laminação na região de não recristalização é refinada e a tenacidade almejada pode ser obtida quando a tensão acumulada efetiva (ε_eff) da laminação bruta é 0,4 ou mais. A tensão acumulada efetiva (ε_eff) da laminação de desbaste é desejável ser 0,6 ou menos do ponto de vista de durabilidade da laminação de desbaste provocada pela carga de peso de laminação na laminação de desbaste.

[000139] A relação da tensão acumulada efetiva (ε_eff) da laminação de desbaste com o número total de horas a partir da extração (programa de passe de laminação de desbaste) é representada em cada uma das Figs. 11A a Fig 11 D, os padrões da laminação de desbaste são diferentes e o tempo de laminação, a temperatura de uma barra de desbaste, a tensão acumulada efetiva são, cada uma, diferentes. A Figura 11A representa o modelo 1, a Figura 11B representa o modelo 2, a Figura 11C representa o modelo 3, e a Figura 11D representa o modelo 4, respectivamente. Na Figura 11A à Figura 11D, R1, R2, R4 representam passes do laminador de desbaste. Apenas o R2 é o lami- nador reversível, e portanto a laminação em um número ímpar de vezes tais como R2-1 a R29 é executada. A ε_eff introduzida em cada passe atenuada por uma função de um tempo acumulado t e uma temperatura de laminação T de acordo com a expressão (2) definida acima, e a tensão acumulada efetiva (ε_eff) é obtida pela adição de cada ε_eff.

[000140] Na presente invenção a ε_eff é ajustada para ser 0,4 ou mais conforme estabelecido acima. No modelo 1 (exemplo comparativo), a produtividade (o número total de horas a partir da extração) é imaginado ser mais importante que a ε_eff, e no modelo 3 (exemplo comparativo), a ε_eff é imaginada ser mais importante que a produtividade. No modelo 2 (exemplo comparativo), quando se espera a temperatura cair é executada uma fase inicia do passe de laminação, leva um longo tempo até a temperatura ser diminuída porque a barra bruta é grossa, e a produtividade é diminuída. Por outro lado, quando a espera é executada em uma posição onde a barra bruta é fina, é possível resfriar a barra bruta dentro de um curto período de tempo, mas a tensão eficaz acumulada até aquele momento atenua, e a tensão acumulada efetiva colmo um todo se torna menor que 0,4 que é definida na presente invenção. No modelo 4 (exemplo da presente invenção), a produtividade e a ε_eff são ambas permitidas, e a ε_eff definida na presente invenção é ajustada como um índice na laminação de desbaste, e assim se torna possível otimizar tanto a produtividade quanto a tensão acumulada.

[000141] A laminação na região de temperatura de recristalização no processo de laminação de desbaste é executada, mas a razão de redução de laminação em cada passe de redução de laminação não é limitada na presente invenção. Note que uma tensão suficiente necessária para a recristalização não é introduzida, o crescimento de grão resultante apenas da migração das bordas dos grãos ocorre, um grão bruto é gerado, e há a possibilidade na qual a tenacidade à baixa temperatura deteriora se a razão de redução de laminação em cada passe da laminação bruta é 10% ou menos, e portanto é desejável executar a laminação com a razão de redução de laminação de mais de 10 % em cada passe de redução de laminação na região de temperatura de recristalização. Similarmente, quando a razão de redução de laminação em cada passe de redução de laminação na região de temperatura de recristalização é 25% ou mais, a parede de células de deslocamento é formada pela repetição da introdução do deslocamento e recuperação durante o momento de redução de laminação particularmente em uma região de baixa temperatura em uma etapa subsequente, e uma recristalização dinâmica que muda de uma borda de um sub-grão arte uma borda de um grão de alto ângulo ocorre em um curto período de tempo em uma estrutura na qual um grão cuja densidade de deslocamento é alta e um grão cuja densidade de deslocamento não é alta são misturados como uma microestrutura, cujo corpo principal são os grãos de recristalização dinâmica, é o grão de recristalização dinâmica, e portanto eles crescem em grãos relativamente brutos antes da laminação na região de recristalização, os grãos são gerados pela subsequente laminação na região de não recristalização, e há a possibilidade na qual a tenacidade a baixa temperatura deteriora, portanto é desejável ajustar a razão de redução de laminação em cada passe de redução de laminação à temperatura de recristalização para ser menos de 25%. Além disso, o tempo esperando pode ser executado até a temperatura ser diminuída para a região de temperatura de não recristalização, ou resfriando por um equipamento de resfriamento pode ser executado. Esse último é capaz de reduzir o tempo de espera, e portanto é mais desejável do ponto de vista de produtividade.

[000142] Por outro lado, como fica óbvio da relação entre a tensão acumulada efetiva da laminação de acabamento e o número do tamanho médio de grão representada na Figura 10, é possível obter a tenacidade almejada por um efeito de laminação controlada na laminação de acabamento para ser a laminação na região de não recristalização quando a tensão efetiva acumulada da laminação de acabamento é 0,9 ou mais.

[000143] Aqui, a tensão acumulada efetiva da laminação de acabamento é desejável ser 1,2 ou menos de um ponto de vista de durabilidade do laminador de acabamento resultante do peso da carga de laminação na laminação de acabamento.

[000144] Nesse processo de laminação de acabamento, a razão de redução de laminação em cada passe de redução da laminação não é limitada na presente invenção. Na laminação na região de temperatura de não recristalização, o tempo de espera é executado até a temperatura ser diminuída até a região de temperatura de não recristalização conforme a necessidade, ou o resfriamento pelo equipamento de resfriamento pode ser executado conforme a necessidade entre as cadeiras de laminação de desbaste/acabamento, quando a temperatura no término da laminação de desbaste não alcança a região de temperatura de não recristalização. Esse último é mais desejável porque é possível reduzir o tempo de espera, e portanto não apenas a produtividade melhora, mas também o crescimento do grão de recristalização é suprimido, e a tenacidade a baixa temperatura pode ser melhorada.

[000145] Note que quando a razão de redução total da laminação de acabamento excede 85%, a densidade de deslocamento da transformação de ferrita aumenta pela laminação excessiva, a quantidade de geração da ferrita pró-eutectoide aumenta muito na microestrutura. Além disso, o reforço da precipitação de Nb se torna superenvelhecido para diminuir a resistência causada pela transformação da ferrita à alta temperatura, e há oi receio de que a anisotropia da textura após a transformação se torne notável, resultante de uma rotação do cristal para aumentar a anisotropia plástica e a diminuição da energia de absorção provocada pela ocorrência da separação é incorrida, e portanto a razão de redução de laminação total da região de temperatura de não recristalização é ajustada para ser 85% ou menos.

[000146] A razão de redução de laminação na cadeira final é desejável ser menos de 15% do ponto de vista da precisão de forma da chapa.

[000147] Além disso, verifica-se que quando um produto da tensão acumulada efetiva da laminação de desbaste e da tensão acumulada efetiva da laminação de acabamento é 0,38 ou mais, visando o efeito sinérgico dessas, torna-se condição necessária e suficiente obter a tenacidade almejada. O produto definido acima é desejável ser 0,72 ou menos do ponto de vista da durabilidade do laminador provocada pelo peso da carga de laminação nas laminações de desbaste e de acabamento. Aqui, a tensão acumulada efetiva da laminação de desbaste é o tamanho do grão de cristal da austenita de recristalização, isto é, é um dos índices que determinam o tamanho do grão de cristal (área do tamanho médiod e grão) da chapa de aço. A tensão acumulada efetiva de acabamento é um índice em uma razão de redução de laminação acumulada na região de não recristalização (há uma correlação com a densidade de deslocamento antes da transformação), e é também o índice que determina o tamanho do grão de cristal (número do tamanho médio de grão) da chapa de aço. É necessário definir os valores limite inferiores para cada uma dessas tensões acumuladas efetivas, e quando o produto é 0,38 ou menos, o tamanho de grão de cristal almejado não pode ser obtido.

[000148] Aqui, a região de temperatura de não recristalização é capaz de ser estimada a partir da relação entre o teor de Nb e a temperatura limite superior de não recristalização descrita, por exemplo, na Figura 2 da Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite Pg. 129; The Effect of Microalloy Concentration on The Recrystallization of Austenite During Hot Deformation (1982 The Metallurgical Society of AIME).

[000149] Além disso, uma única ou várias barras brutas são ligadas entre a laminação bruta e a laminação de acabamento. E a laminação de acabamento pode ser executada continuamente. Nesse momento, a barra bruta pode ser uma vez bobinada em um estado de bobina, ela é armazenada em uma cobertura tendo uma função de isolante térmico conforme a necessidade, e é rebobinado novamente para executar a ligação.

[000150] A temperatura de término da laminação de acabamento é ajustada para terminar na temperatura do ponto de transformação Ar₃ ou mais. Em particular, quando a temperatura se torna menor que a temperatura do ponto de transformação Ar₃ no lado central da espessura da chapa que na espessura da chapa de 1/2 t, o efeito das colônias cristalográficas t de {111} e {100} distribuídas em um estado de faixa aumenta, o valor da razão de intensidade de raio-x refletida {211}/ {111} do plano {211} e do plano {111} se torna menos de 1,1 , a anisotropia plástica das colônias cristalográficas se torna notável, ocorre uma separação excelente na superfície da fratura dúctil, a energia de absorção é notavelmente reduzida e portanto a temperatura final da laminação de acabamento é ajustada para terminar na temperatura do ponto de transformação Are₃ ou mais na espessura da chapa de 1/2 t. é Mais desejável se ele for 830°C ou mais, então a ocorrência da separação pode ser suprimida até certo ponto. Além disso, é desejável ajustar a temperatura da superfície da chapa à temperatura da do ponto de transformação Ar₃ ou mais. Por outro lado, quando ela excede 870°C, a densidade de deslocamento para ser o núcleo de transformação diminui pela recuperação entre os passes, o efeito de refino do grão é perdido, e há o receio de que a tenacidade a baixa temperatura deteriore. Consequentemente, é desejável terminar a lami- nação dentro da faixa de temperatura de 830°C a 870°C.

[000151] Aqui, a temperatura do ponto de transformação Ar3 é simplesmente representada pela relação com os componentes de aço, por exemplo, pela expressão de cálculo a seguir.
Ar₃ = 910 - 310 x %C + 25 x %Si - 80 x %Mneq
É observado que, Mneq = Mn + Cr + Cu + Mo + Ni/ 2 + 10 (Nb- 0.02)
caso contrário, Mneq = Mn + Cr + Cu + Mo + Ni/ 2 + 10 (Nb - 0.02) +1: no caso em que B é adicionado.

[000152] Após a laminação de acabamento terminar, o resfriamento começa.A temperatura de início do resfriamento não é particularmente limitada, mas quando o resfriamento é iniciado a partir de menos que a temperatura do ponto de transformação Ar₃, o tamanho médio de grão de cristal é bruto provocado pelo crescimento do grão, e há receio da diminuição da resistência, e portanto a temperatura de início do resfriamento é desejável ser a temperatura do ponto de transformação Ar₃ ou mais.

[000153] A taxa de resfriamento em uma região de temperatura a partir do início do resfriamento a 650°C é ajustada para ser 2°C/s ou mais e 50°C/s ou menos. Quando ela excede 650°C, a precipitação do Nb que reforça a ferrita pró-eutectoide se torna superenvelhecida para diminuir a resistência. Quando a taxa de resfriamento é menor que 2°C/s, o tamanho médio do grão de cristal é bruto provocado pelo crescimento do grão, e há o receio de que a resistência seja diminuída. Por outro lado, quando a taxa de resfriamento excede 50°C/s, receia-se pelo entortamento da placa provocado pela tensão térmica, e portanto ela é ajustada para ser 50°C/s ou menos.

[000154] A taxa de resfriamento em uma região de temperatura de 650°C até o momento do bobinamento é suficiente uma taxa de resfriamento a ar ou a taxa de resfriamento equivalente a ela. Note que é desejável que a taxa média de resfriamento de 650°C até o momento do bobinamento seja 5°C/s ou mais de modo que precipitados não sofram superenvelhecimento provocado pela aspereza para aproveitar o efeito do reforço da precipitação do Nb ao máximo.

[000155] Após o resfriamento, o processo de bobinamento sendo a característica do processo de produção de bobinas a quente é efetivamente usado. A temperatura de parada do resfriamento e a temperatura de bobinamento é ajustada para estar na região de temperatura de 520°C ou mais e 620°C ou menos. Quando o resfriamento é interrompido a mais de 620°C e o bobinamento é executado após isto, os precipitados de Nb se tornam superenvelhecidos e o reforço da precipitação não é totalmente expresso. Além disso., o carbonitreto bruto contendo Nb, etc., é formado para ser o ponto de partida de fraturas, e há a possibilidade de que a capacidade de parada da fratura dúctil, a tenacidade à baixa temperatura, e a propriedade sour-resistant sejam deterioradas. Por outro lado, quando o resfriamento é terminado a menos de 520°C e o bobinamento é executado, os precipitados carbonetos finos de Nb, etc., que são extremamente eficazes para se obter a resistência almejada não podem ser obtidos, e como resultado a resistência almejada não pode ser obtida. Consequentemente, a região de temperatura para parar o resfriamento e iniciar o bobinamento é ajustada para ser 520°C ou mais e 620°C ou menos.

EXEMPLO

[000156] Doravante a presente invenção é descrita também por exemplos.

[000157] Os aços A a K tendo componentes químicos representados na Tabela 2 são produzidos por um conversor de aço, e o refino secundário é executado por CAS ou RH. Um processo de desoxidação é executado no processo de refino secundário. Esses aços são laminados diretamente ou reaquecidos após o lingotamento contínuo, são reduzidos por laminação para terem a espessura de chapa de 18,4 mm pela laminação de acabamento subsequente à laminação de desbaste, e enrolados após o resfriamento na mesa de saída. Note que os componentes químicos na tabela são representados em % em massa.

[000158] Condições de produção detalhadas estão representadas na Tabela 3. Aqui, um "componente" representa um símbolo de cada placa lingotada representada na Tabela 2, uma "agitação eletromagnética + redução suavizada" representa a presença/ausência da "agitação eletromagnética" e a "redução suavizada" executada no momento do lingotamento contínuo para reduzir a segregação central, a "temperatura de aquecimento" significa a performance real da temperatura de aquecimento da placa, a "temperatura da solução" significa a temperatura calculada pela expressão:
SRT (°C) = 6670/ (2,26 - log [%Nb][%C] - 273,

[000159] o "tempo de retenção" significa o tempo de retenção na performance real da temperatura de aquecimento da placa, a "tensão acumulada efetiva bruta" significa a tensão acumulada efetiva da lami- nação executada pela laminação de desbaste calculada pela expressão (2) a seguir, o "resfriamento da barra" significa presença/ausência de um resfriamento entre cadeiras de laminação visaram ser adequadamente executados de acordo com as condições de laminação, a "tensão acumulada efetiva de acabamento" significa a tensão acumulada efetiva da laminação executada pela laminação de acabamento calculada pela expressão (2) a seguir, o "produto do desbaste e do acabamento" significa o produto de cada tensão acumulada efetiva da laminação executada pela laminação de acabamento e pela laminação de desbaste. A tensão efetiva acumulada (ε_eff.) é calculada pela expressão (2) a seguir.
E_eff = Σε_i(t, T) ε_i(t, T) = ε_i0/ exp{(t/ τ_R)^2/3}
τ_R = τ₀ • exp(Q/ RT) τ₀ = 8,46 x 10^-6
Q = 183200 J R = 8.314 J/K • mol ...(2),

[000160] Um "FT" significa a temperatura de término da laminação de acabamento, a "temperatura do ponto de transformação Ar₃'' significa a temperatura do ponto de transformação Ar₃ calculada, a "taxa de resfriamento até 650°C" significa a taxa média de resfriamento quando a região de temperatura da temperatura de partida até 650°C é passada, e "CT" significa a temperatura de bobinamento.

[000161] Materiais dos aços obtidos como definido acima estão representados na Tabela 4. Métodos de investigação estão ilustrados a seguir.

[000162] O teste de tração é executado cortando-se o corpo de prova n° 5 descrito na JIS Z 2201 a partir da direção R, de acordo com o método da JIS Z 2241. O teste de impacto Charpy é executado cortando-se o corpo de prova descrito na JIS Z 2202 a partir da direção R do centro da espessura da chapa, de acordo com o método da JIS Z 2242.

[000163] O teste DWTT (Drop Weight Tear Test) é executado cortando-se um corpo de prova tira de 300 mm de comprimento x 75 ,, de largura x espessura da chapa (t) mm a partir da direção R, e produzindo o corpo de prova no qual o entalhe de pressão de 5 mm é executado para o corte do corpo de prova tira.

[000164] A seguir, inicialmente é usada a EBSP-OIM™ (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy) para medir o tamanho do grão de cristal e a microestrutura das micro amostras cortadas de cada corpo de prova do DWTT após o teste conforme ilustrado na Figura 3 anterior. A amostra é polida com a sílica coloidal abrasiva por 30 minutos a 60 minutos, e a medição EBSP é executada sob as condições de medição de ampliação de 400 vezes, ares de 160 µm x 256 µm, w a etapa de medição de 0,5 µm.

[000165] Além disso, a fração de volume da ferrita pró-eutectoide é descoberta quanto à microestrutura pelo método de Desorientação Média Kernel (KAM) sendo equipado com o EBSP-OIM™.

[000166] Além disso, quanto às medidas da quantidade de segregação máxima de Mn, da distribuição da concentração de Mn do produto chapa é medido por um EPMA (Micro Analisador de Sonda Eletrônica), ou um CMA (Micro Analisador com Auxílio de Computador) capaz do processamento de imagem da medição do resultado pelo EPMA. O diâmetro da sonda é ajustado para ser 2 µm, e a faixa de medição está na área de pelo menos 1 mm na direção da espessura da chapa da porção de segregação central do centro do produto chapa.

[000167] Na porção de segregação central de Mn medida conforme mencionado acima, a área de 1 mm na direção da espessura da chapa, 3 mm na direção da largura da chapa é medida pelo testador de dureza Vickers a 25 g x 15 s com centralização do afastamento de 50 µm pitch na porção de segregação central. O valor médio na direção da largura da chapa em cada posição na direção da espessura da chapa é ajustado como a dureza média do material base, e o valor médio na direção da largura da chapa da dureza máxima da porção de segregação central entre a dureza é definida como a dureza máxima.

[000168] Na Tabela 4, a "microestrutura" significa a microestrutura a 1/2 t da micro amostra cortada de cada corpo de prova DWTT após o teste. A "quantidade máxima de segregação de Mn" entre elas é o valor medido pelo método definido acima na amostra correspondente, a "fração de volume da ferrita pró-eutectoide" significa o valor medido pelo método KAM do EBSP-OIM™, o "número do tamanho médio de grão", a "área do tamanho médio de grão", e o "desvio padrão" similarmente significam os resultados da medição EBSP-OIM™.

[000169] O resultado do "teste de tração" representa o resultado do corpo de prova da JIS n° 5 na direção R, a "SA (-20°C)" é a taxa de fratura dúctil no teste DWTT a -20°C, o "índice de separação" representa similarmente o índice de separação da superfície de fratura no teste DWTT a -20°C, a "energia de absorção vE -20°C" é a energia de absorção obtida a -20°C no teste de impacto Charpy.

[000170] Os aços conforme a presente invenção são sete aços tendo os números de aço 1, 2, 3, 12, 13, 14, e 15. Eles têm características nas quais uma quantidade predeterminada de componentes de aço está contida, a fração de ferrita pró-eutectoide é 3% ou mais e 20% ou menos e a outra é uma fase de transformação a baixa temperatura na microestrutura, o número médio de tamanho de grão de cristal de toda a microestrutura é 2,5 µm ou menos, e o seu desvio padrão é 2,3 µm ou menos, e a razão de intensidade de raio-x refletido (211}/ {111} do plano {211} e do plano {111} que estão em paralelo à superfície da chapa da porção central da espessura é 1,1 ou mais. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para tubo espiral tendo resistência à tração equivalente ao grau X80 e excelente na tenacidade à baixa temperatura é obtida como material antes da tubalização.

[000171] Os aços diferentes dos acima estão fora da faixa da presente invenção de acordo com as razões descritas abaixo.

[000172] No aço número 4, a temperatura de aquecimento está for a da faixa da presente invenção, e portanto a resistência à tração equivalente ao grau X80 não pode ser obtida, e também a SA (-20°C) é baixa porque a solução de Nb é insuficiente.

[000173] No aço número 5, o tempo de retenção de calor está fora da faixa da presente invenção, e portanto a resistência à tração equivalente ao grau X80 não pode ser obtido, e além disso a SA (-20°C) é baixa porque a solução de Nb é insuficiente.

[000174] No aço número 6, a tensão acumulada efetiva de desbaste está fora da faixa da presente invenção, e portanto a microestrutura almejada não pode ser obtida e a SA (-20°C) é baixa.

[000175] No aço número 7, a tensão acumulada efetiva de acabamento está for a da faixa da presente invenção, e portanto a microestrutura almejada não pode ser obtida, e a SA (-20°C) é baixa.

[000176] No aço número 8, o produto da tensão acumulada efetiva de desbaste e da tensão acumulada efetiva de acabamento está for a da faixa da presente invenção, e portanto a microestrutura almejada não pode ser obtida, e a SA (-20°C) é baixa.

[000177] No aço número 9, a temperatura da laminação de acabamento é o ponto de transformação Ar₃ ou menos para incorrer na laminação na região de duas fases, e portanto a razão de intensidade de superfície está fora da faixa da presente invenção, e a ocorrência da separação é notável.

[000178] No aço número 10, a taxa de resfriamento está for a da faixa da presente invenção e portanto o crescimento do grão ocorre durante o resfriamento, a microestrutura almejada não pode ser obtida, e a SA (-20°C) é baixa.

[000179] No aço número 11, o CT está for a da faixa da presente invenção, e portanto um efeito suficiente de reforço da precipitação não pode ser obtido, e a resistência à tração equivalente ao grau X80 não pode ser obtida como o material.

[000180] No aço número 16, o teor de C está fora da faixa da presente invenção, e portanto a microestrutura almejada não pode ser obtida e vE (-20°C) é baixa.

[000181] No aço número 17, o teor de Nb está for a da faixa da presente invenção, e portanto não apenas o efeito suficiente do reforço da precipitação não pode ser obtido, e a resistência à tração equivalente ao grau X80 não pode ser obtida como o material, mas também a microestrutura almejada não pode ser obtida e o vE (-20°C) é baixo porque um efeito de laminação controlada suficiente não pode ser obtido.

[000182] No aço número 18, a razão S/Ca está for a da faixa da reivindicação 1 da presente invenção, e portanto a inclusão tal como MnS se torna o ponto de partida de fratura frágil, e a SA (-20°C) é baixa.

[000183] No aço número 19, o teor de Ti está for a da faixa da pre-sente invenção, e portanto o tamanho de grão da austenita aquecida se torna bruto, a microestrutura almejada não pode ser obtida, e a SA (-20°C) é baixa.

[000184] No aço número 20, o N* está for a da faixa da presente invenção, e portanto a SA (-20°C) é baixa.

[000185] No aço número 21, o teor de Mn está fora da faixa da presente invenção, e portanto a SA (-20°C) é baixa, a ocorrência de separação é notável, e o vE (-20°C) é baixo.

[000186] A presente configuração deve ser considerada em todos os respeitos como ilustrativa e não restritiva, e todas as mudanças que venham dentro do significado e da faixa de equivalência das reivindicações são, portanto, consideradas como estando incluídas nelas. A invenção pode ser configurada de outras maneiras específicas sem sair do seu espírito ou de suas características essenciais.

APLICABILIDADE INDUSTRIAL

[000187] A presente invenção é capaz de ser usada para produção de uma chapa de aço laminada a quente usada para um tubo de aço soldado com resistência elétrica e um tubo de aço em espiral na indústria de aço. Em particular, é possível usar para produção de uma tubulação espiral de alta resistência tendo a norma API5L-X80 ou mais em uma espessura de 16 mm ou mais também pára uso e2m regiões frias onde uma propriedade mais severa de resistência à fratura é necessária.

Claims

Chapa de aço laminada a quente adequada para a produção de tubos de aço API5L - grau X80, caracterizada pelo fato de que apresenta resistência à tração de acordo com JIS Z 2241, medida em um corpo de prova n° 5 descrito em JIS Z 2201 na direção R, de 710 MPa ou mais, em que a chapa de aço que consiste em% mássica:
C = 0,02% a 0,06%;
Si = 0,05% a 0,5%;
Mn = 1% a 2%;
Nb = 0,05% a 0,12%;
Ti = 0,005% a 0,02%;
P ≦ 0,03%;
S ≦ 0,005%;
O ≦0,003%;
Al = 0,005% a 0,1%;
N = 0,0015% a 0,006%;
Ca = 0,0005% a 0,003%;
V ≦ 0,15%, em que "0", ou zero, %, não está incluído;
Mo ≦ 0,3%, em que "0" ou zero, %, não está incluído;
N -14/48 x Ti ≧ "0" (zero) % em massa%;
0 < S/Ca < 0,8;
opcionalmente, que compreende ainda um tipo ou dois ou mais tipos entre:
Cr = 0,05% a 0,3%;
Cu = 0,05% a 0,3%;
Ni = 0,05% a 0,3%;
B = 0,0002% a 0,003% em% em massa; e
opcionalmente, que compreende ainda:
REM = 0,0005% a 0,02% em% em massa; e
a porção restante composta por Fe e inevitáveis elementos de impureza, e
a espessura da chapa é igual ou superior a 16 mm,
sendo que a fração de ferrita poligonal pró-eutectoide é de 3% ou mais e 20% ou menos, e o restante das fases é uma fase de transformação de baixa temperatura que compreende ferrita bainítica, ferrita bainítica granular, ferrita quase-poligonal, austenita retida e mar-tensita-austenita e 1% ou menos de perlita em uma microestrutura a uma profundidade de metade da espessura de uma superfície de chapa de aço, o número médio de tamanho de grão de cristal de toda a microestrutura que é o tamanho médio de grão (isto é, a soma dos tamanhos de grão/o número de grãos de cristal) quando uma distribuição numérica é encontrada por cada tamanho de grão do grão de cristal medido por um método de padrão de difração de dispersão de elétrons é de 1 µm ou mais e 2,5 µm ou menos, a área de tamanho médio de grão que é o tamanho médio de grão (isto é, o tamanho do grão correspondente a uma área média) quando for encontrada uma distribuição na qual a distribuição numérica de cada tamanho de grão de cristal é multiplicada pela área do tamanho médio de grão medido pelo método de padrão de difração de dispersão de elétrons é de 3 µm ou mais e 9 µm ou menos, o desvio padrão do tamanho médio de grão da área da microestrutura é de 0,8 µm ou mais e 2,3 µm ou menos e a razão de intensidade de raios-X refletido {211 }/{111} em uma direção {211} e em uma direção {111} relativa a um plano em paralelo à superfície da chapa de aço na profundidade da metade da espessura da superfície da chapa de aço é de 1,1 ou mais.
Chapa de aço, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que uma dureza máxima em uma porção de segregação próxima a um centro da chapa de aço laminada a quente é de 300 Hv ou menos e uma largura de segregação de uma dureza média de um material de base + 50 Hv ou mais é de 200 µm ou menos.