BR112015020815B1

BR112015020815B1 - Chapa de aço grossa de alta resistência para soldagem de elevado aporte de calor com excelente capacidade de interrupção de ruptura frágil e método para fabricação da mesma

Info

Publication number: BR112015020815B1
Application number: BR112015020815-0A
Authority: BR
Inventors: Kazukuni Hase; Yoshiko Takeuchi; Shinji Mitao
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2013-03-26
Filing date: 2013-10-24
Publication date: 2021-06-29
Also published as: TW201446976A; WO2014155440A1; KR20150126697A; KR101732997B1; CN105102650A; TWI523957B; JPWO2014155440A1; BR112015020815A2; PH12015501719A1; JP5598618B1; CN105102650B

Abstract

chapa de aço grossa de alta resistência para soldagem de entrada de calor alto com excelente capacidade de interrupção de ruptura frágil e método para fabricação da mesma. a invenção refere-se a uma chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de entrada de calor alto com capacidade de interrupção de ruptura frágil que tem uma espessura de 50 mm ou mais e que pode ser usada preferencialmente para navios e ao método para fabricação da chapa de aço. uma chapa de aço grossa que tem uma composição química especificada, uma estrutura metalográfica que inclui principalmente bainita, uma textura em que o grau de integração do plano rd// (110) na porção central na direção de espessura é de 1,5 ou mais e 4,0 ou menos e uma temperatura de transição de ruptura charpy vtrs na camada de superfície e na porção central na direção de espessura de -40 ºc ou menos.

Description

CAMPO DA TÉCNICA

[0001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil e a um método para fabricação da chapa de aço e, em particular, a uma chapa de aço que tem uma espessura de 50 mm ou mais que pode ser usada preferencialmente em navios.

TÉCNICA ANTECEDENTE

[0002] No caso de estruturas de larga escala como navios, um acidente devido a uma fratura frágil tem um efeito marcado na economia e no ambiente. Portanto, o aperfeiçoamento da segurança é sempre danificado e exige-se que os materiais de aço usados para as estruturas tenham boa dureza e capacidade de interrupção de ruptura frágil em uma temperatura em que os materiais de aço são usados.

[0003] No caso de navios como navios porta-contentores e graneleiros, as chapas de aço de alta resistência que têm uma espessura grossa são usadas para as placas externas dos cascos dos navios a fim de alcançar resistência estrutural suficiente. Hoje em dia, visto que há uma tendência crescente voltada para o aumento da resistência e da espessura de materiais de aço devido a um aumento no tamanho dos cascos de navios. Geralmente, visto que há uma tendência pela capacidade de interrupção de ruptura frágil de uma chapa de aço para diminuir com a resistência ou a espessura crescente da chapa de aço, há uma demanda crescente por capacidade de interrupção de ruptura frágil mais aprimorada.

[0004] Como meio para o aprimoramento da capacidade de interrupção de ruptura frágil de um material de aço, um método em que o teor de Ni é aumentado reconhecido no passado e 9% de aço de Ni são usados comercialmente para os tanques de armazenamento de gases naturais liquefeitos (LNG).

[0005] No entanto, visto que um aumento na quantidade de Ni adicionado é acompanhado inevitavelmente por um grande aumento no custo, é difícil aplicar o Ni que contém aço em qualquer utilização além dos tanques de armazenamento de LNG.

[0006] Por outro lado, no caso de uma chapa de aço comparativamente fina que tem uma espessura inferior a 50 mm que é aplicada a navios e dutos que não são submetidos a essa temperatura ultrabaixa como a do LNG, é possível fornecer uma chapa de aço com boa capacidade de interrupção de ruptura frágil diminuindo um tamanho de grão de cristal com uso de um método de TMCP (Processo de Controle Termomecânico) a fim de aperfeiçoar a dureza de baixa temperatura.

[0007] Adicionalmente, a Literatura de Patente 1 propõe um material de aço que tem uma microestrutura ultrafina em grão na camada de superfície a fim de aperfeiçoar a capacidade de interrupção de ruptura frágil sem um aumento no custo da liga.

[0008] A Literatura de Patente 1 descreve um excelente material de aço com capacidade de interrupção de ruptura frágil que é caracterizado pelo fato de que, focando no fato de que as regiões de cisalhamento (áreas de deformação de plástico) que são formadas na camada de superfície do material de aço quando uma ruptura frágil se propaga são eficazes no aumento da capacidade de interrupção de ruptura frágil, o tamanho de grão nas regiões de cisalhamento é diminuído a fim de absorver a energia de propagação de uma ruptura frágil que se propaga.

[0009] Adicionalmente, a Literatura de Patente 1 descreve que uma estrutura de ferrita ou estrutura de bainita ultrafina é formada na camada de superfície do material de aço realizando uma ou mais vezes um processo, em que a camada de superfície de um material de aço laminado a quente é resfriado até uma temperatura igual ou inferior ao ponto de transformação Ar3 realizando resfriamento controlado e, em seguida, o resfriamento controlado é interrompido a fim de permitir que a camada de superfície se recupere de modo a ter uma temperatura igual ou maior do que o ponto de transformação, enquanto o material de aço é submetido à redução, de modo que a transformação ou a recristalização devido à deformação ocorra repetidamente.

[00010] Ademais, a Literatura de Patente 2 descreve que, a fim de aperfeiçoar a capacidade de interrupção de ruptura frágil do material de aço que tem uma microestrutura que inclui principalmente uma fase de ferrita-perlita, é importante formar uma camada, no lado dianteiro e no lado traseiro do material de aço, incluindo 50% ou mais de uma estrutura de ferrita que tem partículas de ferrita com um tamanho de grão médio equivalente a um círculo de 5 μm ou menos e uma razão de aspecto dos grãos de 2 ou mais e reduzir uma variação de tamanho de grão de ferrita. Descreve-se que, como um método para reduzir a variação, a recristalização local é suprimida controlando a redução de laminação máxima por passagem de laminação de finalização de modo a ser 12% ou menos.

[00011] No entanto, no caso dos materiais de aço que têm boa capacidade de interrupção de ruptura frágil descrita nas Literaturas de Patente 1 e 2, visto que a microestrutura especificada é formada resfriando uma vez apenas a camada de superfície do material de aço, permitindo que a camada de superfície resfriada do material de aço se recupere e processando o material de aço no momento da recuperação, esse tipo de controle não é fácil em uma escala de produção prática. Em particular, no caso de um material grosso que tem uma espessura superior a 50 mm, as cargas no processo aplicadas aos aparelhos de laminação e resfriamento são pesadas.

[00012] Por outro lado, a Literatura de Patente 3 descreve uma técnica que é uma extensão do TMCP e em que, o foco não está apenas em uma diminuição no tamanho de grão de cristal de ferrita, mas também em um subgrão formado em um grão de cristal de ferrita, uma capacidade de interrupção de ruptura frágil é aprimorada.

[00013] Especificamente, para a chapa de aço que tem uma espessura de 30 a 40 mm, sem a necessidade de controle de temperatura complexo como resfriamento e recuperação da camada de superfície na direção de espessura de uma chapa de aço, a capacidade de interrupção de ruptura frágil é aprimorada controlando (a) condições de laminação, de modo que os grãos de cristal de ferrita finos sejam alcançados, (b) condições de laminação, de modo que uma estrutura de ferrita fina seja formada em uma porção que constitui 5% ou mais da espessura da chapa de aço, (c) condições de laminação, de modo que os subgrãos sejam formados desenvolvendo-se uma textura na estrutura de ferrita fina e rearranjando deslocamentos introduzidos aplicando-se a deformação (laminação) com uso da energia térmica, e (d) condições de resfriamento, de modo que um aumento do tamanho de grão dos grãos de cristal de ferrita finos formados e do tamanho de grão dos subgrãos finos formados seja suprimido.

[00014] Adicionalmente, na laminação controlada, um método, em que a capacidade de interrupção de ruptura frágil é aprimorada aplicando-se redução em uma fase de ferrita transformada a fim de desenvolver uma textura, também é conhecido. Nesse método, a resistência a uma fratura frágil é aumentada formando-se uma separação paralela à superfície de placa na superfície de fratura do material de aço a fim de reduzir o stress na ponta de ruptura frágil.

[00015] Por exemplo, a Literatura de Patente 4 descreve que resistência de fração frágil é aprimorada realizando laminação controlada que faz com que uma razão de intensidade de plano de raios X no plano (110) que apresenta uma textura desenvolvendo grau que é 2 ou mais e uma quantidade de grãos com tamanho grande que tem um diâmetro equivalente a um círculo nos grãos de cristal de 20 μm ou mais que é 10% ou menos.

[00016] A Literatura de Patente 5 revela, como um aço para uso estrutural soldado que tem boa capacidade de interrupção de ruptura frágil na parte de junta, uma chapa de aço que tem uma razão de intensidade de plano de raios X no plano (100) que apresenta uma textura desenvolvendo grau de 1,5 ou mais, em que o plano (100) está em um plano no interior da placa paralela à superfície de laminação da placa e descreve que a chapa de aço tem boa capacidade de interrupção de ruptura frágil devido à diferença do ângulo entre a direção de stress aplicado e a direção de propagação de ruptura como um resultado do crescimento da textura mencionada acima.

LISTA DE CITAÇÃO LITERATURA DE PATENTE

[00017] PTL 1: Publicação de Pedido de Patente Examinado Japonês no 7-100814

[00018] PTL 2: Publicação de Pedido de Patente Não Examinado Japonês no 2002-256375

[00019] PTL 3: Patente Japonesa no 3467767

[00020] PTL 4: Patente Japonesa no 3548349

[00021] PTL 5: Patente Japonesa no 2659661

[00022] PTL 6: Patente Japonesa no 3546308 LITERATURA DE NÃO PATENTE

[00023] NPL 1: Inoue et al.: Long Brittle Crack Propagation of HeavyThick Shipbuilding Steels, Conference proceedings, The Japan Society of Naval Architects and Ocean Engineers (3), 2006, pp. 359 to 362.

[00024] NPL 2: "Guidelines on Brittle Crack Arrest Design", September, 2009, Nippon Kaiji Kyokai (Incorporated Foundation).

SUMÁRIO DA INVENÇÃO PROBLEMA DA TÉCNICA

[00025] Hoje em dia, uma chapa de aço grossa que tem uma espessura com mais de 50 mm é usada para um navio porta-contentor grande com mais de 6.000 de TEU (unidades equivalentes a vinte pés). Na Literatura de Não Patente 1, relata-se que, a partir dos resultados da avaliação da capacidade de interrupção de ruptura frágil de uma chapa de aço que tem uma espessura de 65 mm, uma ruptura frágil não foi interrompida em um teste com grande capacidade de interrupção de ruptura frágil em um metal de base.

[00026] Adicionalmente, relatou-se que, a partir dos resultados de um teste ESSO de acordo com WES 3003 na amostra, o valor de Kca em uma temperatura de operação de -10 °C (doravante, também expressa em Kca (-10 °C)) foi inferior a 3000 N/mm3/2, o que indica que garantir a segurança de uma estrutura de casco do navio construída com uso de uma chapa de aço que tem uma espessura superior a 50 mm é um problema que deve ser solucionado.

[00027] As chapas de aço que têm boa capacidade de interrupção de ruptura frágil, de acordo com as Literaturas de Patente 1 a 5 descritas acima se destinam principalmente a uma chapa de aço que tem uma espessura de cerca de 50 mm ou menos, conforme indicado pelas condições de fabricação e os dados experimentais revelados. Não está claro se as propriedades especificadas podem ser obtidas no caso no qual as técnicas descritas nas Literaturas de Patente 1 a 5 são aplicadas a uma chapa de aço que tem uma espessura superior a 50 mm e as propriedades relacionadas à propagação de ruptura na direção de espessura que são necessárias para estruturas de casco de navio jamais foram testadas.

[00028] Por outro lado, devido a um aumento na espessura de uma chapa de aço, métodos de soldagem de elevado aporte de calor com eficiência acentuada como soldagem por arco submerso, soldagem por arco de eletrogás e soldagem por eletroescória são usadas para operações de soldagem. Sabe-se que, geralmente, no caso no qual há um aumento da entrada de calor de soldagem, visto que há engrossamento de uma microestrutura em uma zona afetada por calor (HAZ), há uma diminuição da dureza da zona afetada por calor. A fim de solucionar esse problema de uma diminuição da dureza em uma zona afetada por calor devido à soldagem de elevado aporte de calor, o material de aço para soldagem de elevado aporte de calor já foi desenvolvido e colocado em prática. Por exemplo, Literatura de Patente 6 revela uma técnica em que a dureza de uma zona afetada por calor é aumentada suprimindo o engrossamento de uma microestrutura em uma zona afetada por calor como um resultado de controle da precipitação de TiN em aço e promovendo a transformação de ferrita em grãos de cristal como um resultado da dispersão de ferrita locais de nucleação. No entanto, embora haja um excelente aumento da dureza da zona afetada por calor de uma zona de solda formada como um resultado da realização de soldagem de elevado aporte de calor, visto que não se leva em consideração a capacidade de interrupção de ruptura frágil, ambas as propriedades não são alcançadas ao mesmo tempo.

[00029] Portanto, um objetivo da presente invenção é fornecer uma chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil que pode ser fabricada de forma estável com uso de um processo industrial muito simples em que a composição química de aço e as condições de laminação são otimizadas a fim de controlar uma textura na direção de espessura e fornecer um método para fabricar a chapa de aço.

SOLUÇÃO PARA O PROBLEMA

[00030] Os presentes inventores conduziram de forma diligente as investigações a fim de solucionar os problemas descritos acima e encontrou o seguinte conhecimento com relação a uma excelente chapa de aço grossa de alta resistência com capacidade de interrupção de ruptura frágil embora tenha uma espessura grande.

[00031] 1. Um teste ESSO de acordo com WES 3003 foi conduzido com uso de chapas de aço grossas que têm uma espessura superior a 50 mm. As Figuras 1(a) e (b) são diagramas esquemáticos que ilustram um exemplo em que uma ruptura 3 que penetrou a partir de um entalhe 2 de um pedaço de teste 1 para um teste ESSO de acordo com WES 3003 foi interrompida por um metal de base 5 com um formato de ponta de ruptura 4 que é deixado e confirmou-se que, no caso no qual pequenas rupturas ramificadas 3a que são esquematicamente ilustradas em (a) são observadas, alta capacidade de interrupção é alcançada. Acredita-se que isso ocorra devido ao fato de a deformação ser reduzida pelas rupturas ramificadas 3a.

[00032] 2. A fim de obter o formato de superfície de fratura, conforme descrito acima, é necessária a formação de uma microestrutura que tende a formar rupturas ramificadas. Aqui, uma microestrutura de aço que inclui principalmente uma fase de bainita em que, por exemplo, os pacotes existentes são mais vantajosos do que uma microestrutura de aço que inclui principalmente uma fase de ferrita, é eficaz que um plano (100) que é um plano de clivagem, seja integrado diagonalmente à direção de laminação ou à direção de largura de uma chapa de aço que é uma direção de propagação de ruptura.

[00033] 3. Por outro lado, no caso no qual o grau de integração de um plano (100) é excessivamente alto, uma ruptura ramificada grande se desenvolve a partir de uma ruptura ramificada muito pequena. Conforme descrito na Literatura de Não Patente 2, a qual fornece as linhas de orientação para modelo de interrupção de ruptura frágil para uma estrutura de casco, visto que é necessário impedir que uma ruptura frágil se ramifique em um teste ESSO de acordo com WES 3003, é necessário especificar o limite superior do grau de integração a fim de impedir que uma ruptura se ramifique claramente.

[00034] 4. A partir dos resultados da observação e análise próxima das superfícies de fratura em um teste ESSO de acordo com WES 3003, constatou-se que é eficaz controlar as propriedades da porção central na direção de espessura na qual uma ponta de ruptura alcança a fim de aperfeiçoar a capacidade de interrupção e que, em particular, é eficaz que a expressão relacional (2) abaixo, a qual é usada como um critério para a dureza e a textura da porção central na direção de espessura, seja satisfeita.

[00035] vTrS(i/2t) -12 IRD//<iio>[i/2t] < -70 ... (2),

[00036] em que

[00037] vTrS(i/2t): temperatura de tranSição de ruptura Charpy na porção central (= 1/2t) na direção de espessura (°C),

[00038] I RD// (ii0)[i/2t]: grau de integração do plano RD// (ii0) na porção central (= i/2t) na direção de espessura, e

[00039] t representa uma espessura (mm) na expressão relacional (2).

[00040] 5. Ademais, realizando a laminação na faixa de temperatura de recristalização de austenita sob condição em que a redução de laminação cumulativa é de 20% ou mais a fim de diminuir um tamanho de grão em uma microestrutura e subsequentemente realizando a laminação na faixa de temperatura de não recristalização de austenita sob as condições nas quais a redução de laminação cumulativa é de 40% ou mais e 70% ou menos e que a diferença na temperatura de laminação entre a primeira passagem e a última passagem é de 40 °C ou menos, é possível controlar a textura da porção central na direção de espessura a fim de alcançar a microestrutura descrita acima.

[00041] 6. Como um método para aumentar a dureza de uma zona de solda formada como um resultado da realização de soldagem de elevado aporte de calor, é eficaz impedir que os grãos se desenvolvam quando expostos a uma alta temperatura devido à soldagem por divisão de TiN e um composto de sulfeto complexo de CaS e MnS em partículas finas e refinar uma microestrutura em uma zona afetada por calor à temperatura ambiente promovendo transformação em grãos de cristal durante um processo de resfriamento após a soldagem ser realizada.

[00042] A presente invenção foi finalizada com base no conhecimento e nas investigações adicionais obtidos. Isto é, a presente invenção é a seguinte. 1. Uma chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, sendo que a chapa de aço tem uma composição química que contém, em % em massa, C: 0,03% ou mais e 0,15% ou menos, Si: 0,01% ou mais e 0,5% ou menos, Mn: 1,40% ou mais e 2,50% ou menos, Al: 0,005% ou mais e 0,08% ou menos, P: 0,03% ou menos, S: 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos, N: 0,0036% ou mais e 0,0070% ou menos, Ti: 0,004% ou mais e 0,030% ou menos, Ca: 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos e em que o saldo é de Fe e impurezas inevitáveis, em que o teor de Ca, S e O satisfaz a expressão relacional (1) abaixo, em que uma estrutura metalográfica inclui principalmente bainita, uma textura na qual o grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura é de 1,5 ou mais e 4,0 ou menos e uma temperatura de transição de ruptura Charpy vTrs na camada de superfície e a porção central na direção de espessura de -40 °C ou menos: 0,30 < (Ca - (0,18 + 130 x Ca) x O)/1,25/S < 0,80 ... (1),

[00043] em que Ca, O e S, respectivamente, representam o teor (% em massa) dos elementos químicos correspondentes na expressão relacional (1). 2. A chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, de acordo com o item 1, em que a chapa de aço tem a composição química que contém adicionalmente, em % em massa, um, dois, ou mais dentre Nb: 0,05% ou menos, Cu: 1,0% ou menos, Ni: 1,0% ou menos, Cr: 0,5% ou menos, Mo: 0,5% ou menos, V: 0,2% ou menos, B: 0,003% ou menos e Terras Raras: 0,01% ou menos. 3. A chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, de acordo com o item 1 ou 2, em que a temperatura de transição de ruptura Charpy e o grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura satisfazem a expressão relacional (2) abaixo:

[00044] vTrS(i/2t) -12 x IRD//(iio)[i/2t] ^ -70 ... (2), em que

[00045] vTrS(i/2t): temperatura de tranSição de ruptura Charpy na porção central (= 1/2t) na direção de espessura (°C),

[00046] I RD// (ii0)[i/2t]: grau de integração do plano RD// (ii0) na porção central (= i/2t) na direção de espessura, e

[00047] t representa uma espessura (mm) na expressão relacional (2). 4. Um método para fabricar uma chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, sendo que o método inclui aquecer um material de aço que tem a composição química, de acordo com o item i ou 2, a uma temperatura de i.000 °C ou mais alta e i.200 °C ou menos, realizar a laminação sob a condição de que a redução de laminação cumulativa total é de 65% ou mais na faixa de temperatura de recristalização de austenita e a faixa de temperatura de não recristalização de austenita, em que a laminação é realizada com a porção central na direção de espessura estando na faixa de temperatura de recristalização de austenita sob a condição de que a redução de laminação cumulativa é de 20% ou mais e em que a laminação é realizada com a porção central na direção de espessura estando na faixa de temperatura de não recristalização de austenita sob as condições de que a redução de laminação cumulativa é de 40% ou mais e 70% ou menos e que a diferença na temperatura de laminação entre a primeira passagem e a última passagem da laminação realizada enquanto a porção central na direção de espessura tem uma temperatura na faixa de temperatura de não recristalização de austenita é de 40 °C ou menos e, em seguida, realizar o resfriamento a uma temperatura de 450 °C ou menos em uma taxa de resfriamento de 4,0 °C/s ou mais. 5. O método para fabricar uma chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, de acordo com o item 4, em que o método inclui adicionalmente um processo para realizar um tratamento de revenido em uma temperatura igual ou inferior ao ponto Ac1 após o resfriamento acelerado ser realizado a uma temperatura de 450 °C ou menos.

EFEITOS VANTAJOSOS DA INVENÇÃO

[00048] De acordo com a presente invenção, é possível obter uma excelente chapa de aço grossa de alta resistência com capacidade de interrupção de ruptura frágil e dureza em uma junta soldada de elevado aporte de calor, em que as texturas são dispostas apropriadamente na direção de espessura e um método para fabricar a chapa de aço. A presente invenção é eficaz e exibe superioridade significativa em relação ao aço, de acordo com as técnicas na técnica relacionada, quando é aplicada a uma chapa de aço que tem uma espessura de 50 mm ou mais, preferencialmente, mais de 50 mm, com mais preferência, 55 mm ou mais ou ainda com máxima preferência 60 mm ou mais. Adicionalmente, no campo, por exemplo, de construção naval, a presente invenção contribui para aprimorar a segurança de navios aplicando-se a braçolas de escotilha laterais e materiais de parte de convés em estruturas de convés com alta resistência de navios porta- contentores grandes e graneleiros, o que resulta em um grande efeito na indústria.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

[00049] A Figura 1 é um diagrama que ilustra esquematicamente o formato de superfície de fratura de um teste ESSO de acordo com WES 3003, de uma chapa de aço grossa que tem uma espessura superior a 50 mm, em que (a) é um diagrama que ilustra uma vista plana de um pedaço de teste e (b) é um diagrama que ilustra a superfície de fratura do pedaço de teste.

DESCRIÇÃO DAS MODALIDADES

[00050] Na presente invenção, 1. composição química de aço, 2. dureza da camada de superfície e a porção central na direção de espessura e textura na porção central, 3. estrutura metalográfica, e 4. condições de fabricação são especificadas.

COMPOSIÇÃO QUÍMICA DE AÇO

[00051] A composição química preferencial na presente invenção será descrita a seguir. Na descrição, "%" representa "em % em massa".

[00052] C: 0,03% ou mais e 0,15% ou menos

[00053] C é um elemento químico que aumenta a resistência de aço e, na presente invenção, é necessário que o teor de C seja de 0,03% ou mais a fim de alcançar a resistência desejada. Por outro lado, no caso no qual o teor de C é superior a 0,15%, há uma diminuição na capacidade de soldagem e, adicionalmente, há um efeito negativo na dureza. Portanto, o teor de C é ajustado para ser 0,03% ou mais e 0,15% ou menos ou, preferencialmente, 0,05% ou mais e 0,15% ou menos.

[00054] Si: 0,01% ou mais e 0,5% ou menos

[00055] Si é eficaz como um elemento químico para desoxidar e aumentar a resistência do aço. No entanto, no caso no qual o teor de Si é inferior a 0,01%, esse efeito não pode ser realizado. Por outro lado, no caso no qual o teor de Si é superior a 0,5%, há deterioração na qualidade de superfície de aço e, adicionalmente, há uma diminuição significativa da dureza. Portanto, o teor de Si é ajustado para 0,01% ou mais e 0,5% ou menos, ou preferencialmente 0,02% ou mais e 0,45% ou menos.

[00056] Mn: 1,40% ou mais e 2,50% ou menos

[00057] Mn é adicionado como um elemento químico para aumentar resistência. No caso no qual o teor de Mn é inferior a 1,40%, esse efeito não pode ser realizado de modo suficiente. Por outro lado, no caso no qual o teor de Mn é superior a 2,50%, há deterioração na capacidade de soldagem e há um aumento no custo da matéria-prima de aço. Portanto, o teor de Mn é ajustado para 1,40% ou mais e 2,50% ou menos, ou, preferencialmente, 1,42% ou mais e 2,40% ou menos.

[00058] P: 0,03% ou menos

[00059] No caso no qual o teor de P é superior a 0,03%, há uma diminuição significativa na dureza de uma zona de solda. Portanto, o limite superior do teor de P é ajustado para 0,03% ou, preferencialmente, 0,02% ou menos.

[00060] S: 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos

[00061] É necessário que o teor de S seja 0,0005% ou mais a fim de formar uma quantidade necessária de CaS ou MnS. Por outro lado, no caso no qual o teor de S é superior a 0,0030%, há uma diminuição da dureza de um metal de base. Portanto, o teor de S é ajustado para 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos ou, preferencialmente, 0,0006% ou mais e 0,0025% ou menos.

[00062] Al: 0,005% ou mais e 0,08% ou menos

[00063] Al funciona como um agente de desoxigenação e é necessário que o teor de Al seja 0,005% ou mais a fim de realizar esse efeito de desoxidação. No entanto, no caso no qual o teor de Al é superior a 0,08%, há uma diminuição da dureza e há uma diminuição da dureza de um metal de solda quando a soldagem é realizada. Portanto, o teor de Al é ajustado para 0,005% ou mais e 0,08% ou menos ou, preferencialmente, 0,02% ou mais e 0,06% ou menos.

[00064] Ti: 0,004% ou mais e 0,030% ou menos

[00065] No caso no qual Ti é adicionado em uma pequena quantidade, um nitreto, um carboneto ou um carbonitreto é formado que é eficaz no aumento da dureza de um metal de base diminuindo um tamanho de grão de cristal como um resultado da supressão de engrossamento de austenita em uma zona afetada por calor e/ou como um resultado do funcionamento como um local de nucleação de ferrita a fim de promover a transformação de ferrita. Esses efeitos são realizados no caso no qual o teor de Ti é de 0,004% ou mais. No entanto, no caso no qual o teor de Ti é superior a 0,030%, há uma diminuição da dureza de um metal de base e uma zona afetada por calor devido a um aumento no tamanho de partículas de TiN. Portanto, o teor de Ti é ajustado para 0,004% ou mais e 0,030% ou menos ou, preferencialmente, 0,006% ou mais e 0,028% ou menos.

[00066] N: 0,0036% ou mais e 0,0070% ou menos

[00067] N é um elemento químico que é necessário para formar uma quantidade exigida de TiN. No caso no qual o teor de N é inferior a 0,0036%, visto que uma quantidade suficiente de TiN não pode ser formada, há uma diminuição da dureza de uma zona de solda. No caso no qual o teor de N é superior a 0,0070%, visto que uma quantidade em excesso de sólido soluto N é formada devido à redissolução de TiN quando um ciclo de calor de soldagem é aplicado, há uma diminuição significativa da dureza. Portanto, o teor de N é ajustado para 0,0036% ou mais e 0,0070% ou menos, preferencialmente, 0,0038% ou mais e 0,0065% ou menos.

[00068] Ca: 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos

[00069] Ca é um elemento químico que é eficaz no aprimoramento da dureza fixando S. É necessário que o teor de Ca seja de pelo menos 0,0005% ou mais a fim de realizar esse efeito. No entanto, no caso no qual o teor de Ca é superior a 0,0030%, o efeito torna-se saturado. Portanto, na presente invenção, o teor de Ca é limitado a 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos ou, preferencialmente, 0,0007% ou mais e 0,0028% ou menos.

[00070] Na presente invenção, é necessário que a expressão relacional (1) abaixo seja satisfeita.

[00071] 0,30 < (Ca - (0,18 + 130 x Ca) x O)/1,25/S < 0,80 ... (1),

[00072] em que Ca, O e S, respectivamente, representam o teor (em % em massa) dos elementos químicos correspondentes na expressão relacional (1).

[00073] É necessário que Ca e S sejam adicionados, de modo que a expressão relacional (1) seja satisfeita. Nesse caso, um formato de sulfeto complexo é formado como um resultado da precipitação de MnS em CaS. Visto que esse sulfeto complexo funciona como um local de nucleação de ferrita, há um refinamento no tamanho de grão de uma microestrutura em uma zona afetada por calor, o que resulta em um aumento da dureza da zona afetada por calor. No caso no qual o valor de (Ca - (0,18 + 130 x Ca) x O)/1,25/S é inferior a 0,30, visto que Cas não é cristalizado, S é precipitado na forma de MnS único. Esse MnS produz uma diminuição da dureza de um metal de base como um resultado de seu alongamento devido à laminação que é realizada quando uma chapa de aço é fabricada e visto que MnS é dissolvido em uma zona afetada por calor, a dispersão fina de MnS que é um dos fatores mais importantes na presente invenção não pode ser realizada. Por outro lado, no caso no qual o valor de (Ca - (0,18 + 130 x Ca) x O)/1,25/S é superior a 0,80, visto que quase todo o S é fixado por Ca, Mns que funciona como um local de nucleação de ferrita não é precipitado em CaS, o que resulta na não realização de um aumento suficiente da dureza. É preferencial que o valor de (Ca - (0,18 + 130 x Ca) x O)/1,25/S seja de 0,32 ou mais e 0,78 ou menos.

[00074] A composição química descrita acima é a composição química básica na presente invenção. A fim de aprimorar mais as propriedades, um ou mais dentre Nb, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B, e Terras Raras podem ser adicionados.

[00075] Nb: 0,05% ou menos

[00076] Nb contribui para um aumento da resistência como um resultado de sua precipitação na forma de NbC em um momento de transformação de ferrita ou quando o reaquecimento é realizado. Adicionalmente, visto que o Nb é eficaz na expansão da faixa de temperatura de não recristalização quando a laminação é realizada em uma faixa de temperatura para formar uma fase de austenita e visto que Nb contribui para uma diminuição do tamanho de grão dos pacotes em uma fase de bainita, Nb é eficaz no aumento da dureza também. Posto que esses efeitos são realizados no caso no qual o teor de Nb é de 0,005% ou mais, é preferencial que o teor de Nb seja de 0,005% ou mais no caso no qual Nb é adicionado. No entanto, no caso no qual o teor de Nb é superior a 0,05%, visto que o NbC grosso é precipitado, há inversamente uma diminuição da dureza. Portanto, no caso no qual Nb é adicionado, é preferencial que o limite superior do teor de Nb seja de 0,05% ou, com mais preferência, 0,007% ou mais e 0,045% ou menos.

[00077] Cu, Ni, Cr e Mo

[00078] Cu, Ni, Cr e Mo são todos elementos químicos que aumentam a rigidez do aço. Esses elementos químicos podem ser adicionados a fim de contribuir diretamente para um aumento da resistência após a laminação ser realizada e a fim de aumentar as propriedades como dureza, resistência ao calor e resistência às condições climáticas. Visto que esses efeitos podem ser realizados no caso no qual o teor desses elementos químicos, respectivamente, é de 0,01% ou mais, é preferencial que o teor desses elementos químicos seja de 0,01% ou mais, respectivamente, no caso no qual esses elementos químicos são adicionados. No entanto, no caso no qual esses elementos químicos são adicionados em quantidades em excesso, visto que há uma diminuição da dureza e capacidade de soldagem, é preferencial que os limites superiores do teor de Cu, do teor de Ni, do teor de Cr e do teor de Mo sejam, respectivamente, de 1,0%, 1,0%, 0,5% e 0,5% no caso no qual esses elementos químicos são adicionados ou, com mais preferência, Cu: 0,02% ou mais e 0,95% ou menos, Ni: 0,02% ou mais e 0,95% ou menos, Cr: 0,02% ou mais e 0,46% ou menos e Mo: 0,02% ou mais e 0,46% ou menos.

[00079] V: 0,2% ou menos

[00080] V é um elemento químico que aumenta a resistência de aço através do fortalecimento da precipitação como um resultado de sua precipitação na forma de V (C,N) e V pode ser adicionado em uma quantidade de 0,001% ou mais a fim de realizar esse efeito. No entanto, no caso no qual o teor de V é superior a 0,2%, há uma diminuição da dureza. Portanto, no caso no qual V é adicionado, é preferencial que o teor de V seja de 0,2% ou menos ou, com mais preferência, 0,001% ou mais e 0,10% ou menos.

[00081] B: 0,003% ou menos

[00082] B é um elemento químico que aumenta a rigidez de aço quando é adicionado em uma pequena quantidade. A fim de realizar esse efeito, B pode ser adicionado em uma quantidade de 0,0005% ou mais. No entanto, no caso no qual o teor de B é superior a 0,003%, visto que há uma diminuição da dureza de uma zona de solda, é preferencial que o teor de B seja de 0,003% ou menos ou, com mais preferência, 0,0006% ou mais e 0,0025% ou menos, no caso no qual B é adicionado.

[00083] Terras Raras: 0,01% ou menos

[00084] Visto que Terras Raras aumenta a dureza refinando uma microestrutura em uma zona afetada por calor e visto que os efeitos da presente invenção não são descritos mesmo no caso no qual Terras Raras é adicionado, Terras Raras pode ser adicionado, conforme necessário. Visto que esse efeito é realizado no caso no qual o teor de Terras Raras é de 0,0010% ou mais, é preferencial que o teor de Terras Raras seja de 0,0010% ou mais no caso no qual Terras Raras é adicionado. No entanto, no caso no qual o Terras Raras é adicionado em excesso, visto que há uma diminuição da dureza de um metal de base como um resultado da formação de inclusões grossas, é preferencial que o limite superior do teor de Terras Raras seja de 0,01% no caso no qual Terras Raras é adicionado.

[00085] Aqui, O está incluído em aço como uma impureza inevitável e diminui a pureza do aço. Portanto, na presente invenção, é preferencial que o teor de O seja tão pequeno quanto possível. Em particular, no caso no qual o teor de O é superior a 0,0050%, há uma diminuição da dureza de um metal de base devido ao engrossamento de inclusões à base de CaO. Portanto, é preferencial que o teor de O seja de 0,0050% ou menos.

[00086] Na presente invenção, visto que O tem uma grande afinidade com Ca, é necessário diminuir o teor de O antes do Ca ser adicionado, de modo que o Ca se cristalize na forma de CaS, e é preferencial que o teor de O residual seja de 0,0050% ou menos antes do Ca ser adicionado. Os exemplos de um método para diminuir o teor de O residual incluem melhorar a desgaseificação e a aplicação de um agente de desoxigenação.

[00087] O saldo da composição química, além dos elementos químicos constituintes descritos acima, consiste em Fe e impurezas inevitáveis. 2. DUREZA DA CAMADA DE SUPERFÍCIE E DA PORÇÃO CENTRAL NA DIREÇÃO DE ESPESSURA E TEXTURA NA PORÇÃO CENTRAL

[00088] Na presente invenção, a fim de aumentar a capacidade de interrupção de ruptura frágil contra uma ruptura que se propaga na direção horizontal (na direção plana) como a direção de laminação ou uma direção em um ângulo reto para a direção de laminação, a dureza da camada de superfície e a porção central na direção de espessura e o grau de integração do plano RD// (110) na porção central são especificados apropriadamente de acordo com a capacidade de interrupção de ruptura frágil desejada.

[00089] Primeiro, é um pré-requisito que a dureza de um metal de base seja boa a fim de suprimir a propagação de ruptura. No caso da chapa de aço, de acordo com a presente invenção, a dureza da camada de superfície e da porção central na direção de espessura é especificada em termos de temperatura de transição de ruptura Charpy na camada de superfície e na porção central na direção de espessura que é ajustada para -40 °C ou menos. Aqui, é preferencial que a temperatura de transição de ruptura Charpy da porção central seja de - 50 °C ou menos.

[00090] Adicionalmente, desenvolvendo a textura do plano RD//(110), os planos de clivagem são integrados diagonalmente à direção principal de uma ruptura a fim de formar rupturas ramificadas finas, o que resulta em um aumento da capacidade de interrupção de ruptura frágil devido a um efeito de revenido de stress em uma ponta de ruptura frágil. A fim de alcançar um Kca (-10 °C) de 6000 N/mm3/2 ou mais que representa uma capacidade-alvo de interrupção de ruptura frágil a fim de garantir a segurança estrutural de uma chapa de aço grossa que tem uma espessura superior a 50 mm que está sendo usada cada vez mais hoje em dia pelas placas externas de cascos de navios de navios porta-contentores e graneleiros, é necessário que o grau de integração do plano RD//(110) na porção central na direção de espessura seja de 1,5 ou mais ou, preferencialmente, 1,7 ou mais. Portanto, na presente invenção, o grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura é ajustado para 1,5 ou mais ou, preferencialmente, 1,7 ou mais.

[00091] Por outro lado, no caso no qual o grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura é superior a 4,0, visto que a textura se desenvolveu em excesso, as rupturas frágeis ramificadas de maneira distinta são formadas ao invés de rupturas ramificadas finas, é difícil realizar a capacidade de interrupção de ruptura frágil suficiente devido a um efeito de revenido de stress em uma ponta de ruptura frágil. Portanto, é preferencial que o grau de integração do plano RD// (110) seja de 1,5 ou mais e 4,0 ou menos.

[00092] Aqui, o grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura é definido da seguinte maneira. Primeiro, realizando polimento mecânico e polimento eletrolítico em uma superfície paralela à superfície de chapa de aço de uma amostra que tem uma espessura de 1 mm cortada da porção central na direção de espessura, um pedaço de teste para difratometria de raios X é preparado. Realizando a medição de difração de raios X nesse pedaço de teste com uso de um difratômetro de raios X com uma fonte de raios X de Mo, as figuras de polo de planos (200), (110) e (211) são obtidas e, em seguida, três funções de distribuição de orientação dimensional são calculadas a partir das figuras de polo com o uso de um método Bunge. Subsequentemente, com o uso das funções de distribuição de orientação calculadas tridimensionais, integrando os valores das funções de distribuição de orientação tridimensionais na orientação, em que o plano (110) é paralelo à direção de laminação nos 19 cortes transversais que são selecionadas em intervalos de 5° na faixa de ^2 = 0° a ^2 = 90° em termos de notação de Bunge, um valor integrado é obtido. O valor do valor integrado dividido pelo número de orientações que foram selecionadas para a integração é chamado de o grau de integração do plano RD// (110).

[00093] Adicionalmente ao relatório descritivo da dureza e da textura de um metal de base descrito acima, é preferencial que a temperatura de transição de ruptura Charpy e os graus de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura satisfaçam a expressão relacional (2) abaixo. Como um resultado da expressão relacional (2) abaixo sendo satisfeita, é possível alcançar a capacidade de interrupção de ruptura frágil aumentada. vTrs<1/2t) -12 x IRD//(110)[1/2t] ^ -70 ... (2), em que

[00094] vTrs(1/2t): temperatura de transição de ruptura Charpy na porção central na direção de espessura (°C),

[00095] I RD// (110)[1/2t]: grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura, e

[00096] t representa uma espessura (mm) na expressão relacional (2). 3. ESTRUTURA METALOGRÁFICA

[00097] A fim de alcançar a dureza e a textura descritas acima, é eficaz promover a transformação de bainita após a laminação controlada na faixa de temperatura de não recristalização de austenita ser realizada. No caso no qual uma fase de austenita se transforma em uma fase de ferrita após a laminação ser realizada, embora a dureza- alvo seja alcançada, visto que há tempo suficiente para a transformação a partir de uma fase de austenita em uma fase de ferrita progredir, a textura obtida torna-se uma estrutura aleatória, o que faz com que o valor-alvo do grau de integração do plano RD// (110), isto é, 1,5 ou mais ou, preferencialmente, 1,7 ou mais, não seja alcançado. Por outro lado, no caso no qual uma microestrutura que foi formada realizando a laminação na faixa de temperatura de não recristalização de austenita se transforma em uma fase de bainita, visto que não há tempo suficiente para a transformação progredir, uma textura em uma orientação selecionada está mais prontamente a ser formada, isto é, a chamada seleção variável é realizada, o que resulta no alcance do grau de integração do plano RD// (110), isto é, de 1,5 ou mais ou, preferencialmente, 1,7 ou mais. Portanto, uma estrutura metalográfica obtida como um resultado da laminação e do resfriamento inclui principalmente uma fase de bainita. Na presente invenção, "uma estrutura metalográfica inclui principalmente bainita" significa que a fração de área de uma fase de bainita é de 80% ou mais em relação a toda a estrutura metalográfica. É aceitável que a fração de área da parte restante que consiste em, por exemplo, uma fase de ferrita, uma fase de martensita (que inclui ilhas de martensita) e uma fase de perlita seja de 20% ou menos no total. 4. CONDIÇÕES DE FABRICAÇÃO

[00098] As condições de fabricação preferencias na presente invenção serão descritas a seguir.

[00099] É preferencial que as condições de fabricação como a temperatura de aquecimento, as condições de laminação a quente e as condições de resfriamento de um material de aço sejam especificadas. Em particular, com relação à laminação a quente, é preferencial especificar, adicionalmente à redução total de laminação cumulativa na faixa de temperatura de recristalização de austenita e na faixa de temperatura de não recristalização de austenita, a redução de laminação cumulativa para cada um dos casos em que a porção central na direção de espessura tem uma temperatura na faixa de temperatura de recristalização de austenita e em que a porção central na direção de espessura tem uma temperatura na faixa de temperatura de não recristalização de austenita e especificar a temperatura de condições de laminação no caso no qual a porção central na direção de espessura tem uma temperatura na faixa de temperatura de não recristalização de austenita. Especificando essas condições, é possível alcançar os valores desejados para a temperatura de transição de ruptura Charpy vTrs na camada de superfície e na porção central na direção de espessura de uma chapa de aço grossa e o grau de integração do plano RD// (110) na porção central de uma chapa de aço grossa.

[000100] Primeiro, o aço fundido que tem a composição química descrita acima é fabricado com uso de, por exemplo, um conversor e é transformado em um material de aço (placa) com uso de, por exemplo, um método de moldagem contínuo.

[000101] Subsequentemente, é preferencial que o material de aço seja aquecido a uma temperatura de 1.000 °C ou mais e 1.200 °C ou menos e, em seguida, seja laminado a quente. É impossível reservar tempo suficiente para realizar a laminação na faixa de temperatura de recristalização de austenita no caso no qual a temperatura de aquecimento é inferior a 1.000 °C. Adicionalmente, no caso no qual a temperatura de aquecimento é superior a 1.200 °C, não há apenas uma diminuição da dureza devido a um aumento do tamanho de grão de austenita, mas também uma diminuição do rendimento devido a uma perda significativa causada pela oxidação. Portanto, é preferencial que a temperatura de aquecimento seja de 1.000 °C ou mais e 1.200 °C ou menos ou, com mais preferência, 1.000 °C ou mais e 1.150 °C ou menos a partir do ponto de vista de dureza.

[000102] Na presente invenção, é preferencial especificar as condições de laminação a quente e de subsequente laminação a frio, conforme descrito abaixo. Especificando essas condições, visto que uma microestrutura que é formada realizando a laminação na faixa de temperatura de não recristalização de austenita se transforma em uma fase de bainita, não há tempo suficiente para a transformação progredir, o que resulta no alcance de um grau de integração do plano RD// (110) de 1,5 ou mais ou, preferencialmente, de 1,7 ou mais, como um resultado da realização da chamada seleção variável em que uma textura em uma orientação selecionada é preferencialmente formada.

[000103] É preferencial que a laminação a quente seja realizada, primeiro, enquanto a porção central na direção de espessura tem uma temperatura na faixa de temperatura de recristalização de austenita, sob as condições de que a redução de laminação cumulativa é de 20% ou mais. Controlando a redução de laminação cumulativa em 20% ou mais, visto que há uma diminuição do tamanho de grão de austenita, há uma diminuição do tamanho de grão em uma estrutura metalográfica que é obtida finalmente, o que resulta em um aumento da dureza. No caso no qual a redução de laminação cumulativa é inferior a 20%, visto que há uma diminuição insuficiente do tamanho de grão de uma austenita, não há um aumento da dureza da microestrutura que é obtida finalmente.

[000104] Subsequentemente, é preferencial que a laminação seja realizada, enquanto a porção central na direção de espessura tem uma temperatura na faixa de temperatura de não recristalização de austenita, sob a condição de que a redução de laminação cumulativa é de 40% ou mais e 70% ou menos. Controlando a redução de laminação cumulativa nessa faixa de temperatura em 40% ou mais, uma textura na porção central na direção de espessura pode ser desenvolvida de maneira suficiente, é possível controlar o grau de integração do plano RD// (110) na porção central para ser 1,5 ou mais ou, preferencialmente, 1,7 ou mais.

[000105] Adicionalmente, no caso no qual a redução de laminação cumulativa nessa faixa de temperatura é superior a 70%, visto que a textura se desenvolve em excesso, o grau de integração do plano RD// (110) torna-se superior a 4,0. Portanto, a redução de laminação cumulativa é ajustada para 40% ou mais e 70% ou menos.

[000106] Aqui, no caso no qual a laminação realizada enquanto a porção central na direção de espessura tem uma temperatura na faixa de temperatura de não recristalização de austenita consome muito tempo, visto que a microestrutura é engrossada em excesso, há uma diminuição da dureza. Portanto, é preferencial controlar a diferença na temperatura de laminação entre a primeira passagem e a última passagem da laminação realizada enquanto a porção central na direção de espessura tem uma temperatura na faixa de temperatura de não recristalização de austenita de 40 °C ou menos. Aqui, "temperatura de laminação" refere-se à temperatura da porção central na direção de espessura do material de aço imediatamente antes da laminação ser realizada. A temperatura da porção central na direção de espessura pode ser derivada, por exemplo, da espessura, da temperatura de superfície, do histórico de calor e assim por diante com uso, por exemplo, de cálculo de simulação. Por exemplo, calculando a distribuição de temperatura na direção de espessura com uso de um método diferente, a temperatura da porção central na direção de espessura da chapa de aço pode ser produzida.

[000107] É preferencial controlar a redução total de laminação cumulativa na faixa de temperatura de recristalização de austenita e na faixa de temperatura de não recristalização de austenita para 65% ou mais. No caso no qual a redução de laminação total é pequena, visto que não é possível aplicar redução suficiente na microestrutura, não é possível alcançar os valores-alvo para dureza e resistência. Controlando a redução de laminação cumulativa total em 65% ou mais, visto que é possível aplicar redução suficiente em uma microestrutura, é possível alcançar os valores-alvo da dureza e do grau de integração.

[000108] A faixa de temperatura de recristalização de austenita e a faixa de temperatura de não recristalização de austenita são determinadas realizando experimentos preliminares com uso de aço que tem a mesma composição química do aço a ser fabricado, em que o aço é submetido a aquecimento e histórico de processamento em várias condições.

[000109] Aqui, não há limitação particular na temperatura de finalização de laminação a quente. É preferencial que a laminação a quente seja finalizada na faixa de temperatura de não recristalização de austenita a partir do ponto de vista de eficiência de laminação.

[000110] É preferencial que a chapa de aço laminada seja resfriada a uma temperatura de 450 °C ou menos em uma taxa de resfriamento de 4,0 °C/s ou mais. Controlando a taxa de resfriamento de 4,0 °C/s ou mais, visto que não há engrossamento de uma microestrutura e visto que a transformação de ferrita é impedida, é possível alcançar uma estrutura de bainita que tem um tamanho de grão pequeno, o que resulta na dureza e no grau de integração almejados excelentes. No caso no qual a taxa de resfriamento é inferior a 4,0 °C/s, visto que há um engrossamento em excesso de uma microestrutura em qualquer porção na direção de espessura e visto que a transformação de ferrita progride, não é possível alcançar a microestrutura desejada e há uma diminuição da resistência da chapa de aço.

[000111] Controlando a temperatura de interrupção de resfriamento em 450 °C ou menos, visto que a transformação de bainita progride de maneira suficiente, é possível alcançar a dureza e o grau de integração desejados. No caso no qual a temperatura de interrupção de resfriamento é superior a 450 °C, visto que a transformação de bainita não progride de maneira suficiente e visto que uma estrutura de ferrita, uma estrutura de pearlita e similar também são formadas, não é possível formar uma microestrutura que inclui principalmente uma fase de bainita que é o objetivo da presente invenção. Aqui, a taxa de resfriamento e a temperatura de interrupção de resfriamento correspondem à temperatura da porção central na direção de espessura da chapa de aço. A temperatura da porção central na direção de espessura pode ser derivada, por exemplo, da espessura, da temperatura de superfície e das condições de resfriamento com uso, por exemplo, de cálculo de simulação. Por exemplo, calculando a distribuição de temperatura na direção de espessura com uso de um método diferente, a temperatura da porção central na direção de espessura da chapa de aço pode ser produzida.

[000112] Um tratamento de revenido pode ser realizado na chapa de aço resfriada. Realizando um tratamento de revenido, é possível aumentar mais a dureza de chapa de aço. Realizando o tratamento de revenido sob a condição de que uma temperatura de revenido é igual ou inferior ao ponto de AC1 em termos da temperatura média da chapa de aço, é possível impedir que a microestrutura desejada obtida através de laminação e resfriamento seja perdida. Na presente invenção, o ponto Aci (°C) é produzido com uso da equação abaixo.

[000113] Ponto ACI = 751 - 26,6 C + 17,6 Si - 11,6 Mn - 169 Al - 23 Cu - 23 Ni + 24,1 Cr + 22,5 Mo + 233 Nb - 39,7 V - 5,7 Ti - 895 B,

[000114] em que um símbolo atômico na equação acima representa o teor (em % em massa) do elemento químico correspondente em aço e em que o símbolo é atribuído a um valor de 0 no caso no qual o elemento químico correspondente não está incluído.

[000115] Também, a temperatura média da chapa de aço pode ser derivada, por exemplo, da espessura, da temperatura de superfície e das condições de resfriamento com uso, por exemplo, de cálculo de simulação, como é o caso com a temperatura da porção central na direção de espessura. EXEMPLOS

[000116] Fabricando lâminas fundidas (códigos de aço A a Q) que têm as composições químicas fornecidas na Tabela 1 com uso de um conversor, moldando as lâminas fundidas em materiais de aço (placas que têm uma espessura de 250 mm ou 300 mm) com uso de um método de moldagem contínuo, por laminação a quente as placas em chapas de aço laminadas a quente que têm uma espessura de 55 a 100 mm e por resfriamento a chapa de aço laminada a quente, os aços de amostra no 1 a 27 foram obtidos. Algumas das lâminas de amostra foram submetidas a um tratamento de revenido após serem resfriadas. As condições de laminação a quente e as condições de resfriamento são fornecidas na Tabela 2.

[000117] Realizando um teste de tensão com uso de um pedaço de teste de JIS no 14A que tem um diâmetro de Φ14 mm cortado da porção localizada em 1/4 da espessura da chapa de aço grossa obtida, de modo que a direção longitudinal do pedaço de teste estivesse em um ângulo reto para a direção de laminação, uma resistência de rendimento (YS) e uma resistência de tensão (TS) foram determinadas.

[000118] Adicionalmente, a fim de avaliar um índice de dureza, uma temperatura de transição de fratura (vTrs) de cada pedaço de teste foi determinada realizando um teste de impacto Charpy com uso de pedaços de teste de impacto JIS no4 cortados da camada de superfície e da porção central na direção de espessura (doravante, também citada como porção de 1/2t), de modo que a direção longitudinal dos pedaços de teste estivesse paralela à direção de laminação. Aqui, dentre as superfícies do pedaço de teste de impacto cortado da camada de superfície, um que estava mais próximo à superfície da chapa de aço correspondia à profundidade de 1 mm a partir da superfície da chapa de aço.

[000119] Através do polimento espelhado de um corte transversal na direção de espessura que estava paralelo à direção de laminação da chapa de aço grossa obtida e, em seguida, com o entalhe do corte transversal, uma estrutura metalográfica foi exposta e observada com uso de um microscópio óptico.

[000120] Subsequentemente, a fim de avaliar a capacidade de interrupção de ruptura frágil, um valor de Kca em uma temperatura de - 10 °C (Kca(-10 °C)) foi finalizado realizando um teste ESSO de acordo com WES 3003 (um teste ESSO com gradiente de temperatura).

[000121] Ademais, o grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura foi produzido da seguinte maneira. Primeiro, realizando polimento mecânico e polimento eletrolítico na superfície paralela à superfície da chapa de aço de uma amostra que tem uma espessura de 1 mm cortada da porção central na direção de espessura, um pedaço de teste para difratometria de raios X foi preparado. Realizando a medição de difração de raios X com uso de um difratômetro de raios X com uma fonte de raios X de Mo nesse pedaço de teste, as figuras de polo de planos (200), (110) e (211) foram obtidas e as funções de distribuição de orientação tridimensionais foram calculadas a partir das figuras de polo obtidas com uso de um método Bunge. Subsequentemente, com uso das funções de distribuição de orientação tridimensionais calculadas, integrando os valores das funções de distribuição de orientação tridimensionais à orientação em que o plano (110) estava paralelo à direção de laminação nos 19 cortes transversais que foram selecionados em intervalos de 5° na faixa de ^2 = 0° a ^2 = 90° em termos de notação de Bunge, um valor integrado foi obtido. O valor do valor integrado dividido pelo número 19 das orientações que foram selecionadas para a integração foi definido como o grau de integração do plano RD// (110).

[000122] A fim de avaliar o desempenho da soldagem de elevado aporte de calor, uma junta soldada foi preparada formando-se um sulco (que tem um ângulo de sulco de 20°) na chapa de aço de amostra e realizando soldagem por eletrogás com uma elevado aporte de calor de 300 a 750 kJ/cm com uso de um fio de soldagem por arco de eletrogás comercialmente disponível para aço criogênico e, em seguida, a dureza da ligação foi avaliada como dureza de HAZ realizando um teste de impacto Charpy com uso de um pedaço de teste que tem um entalhe em V de 2 mm. No teste, a energia absorvida vE-20 (valor médio de três pedaços de teste) em uma temperatura de teste de -20 °C foi determinada.

[000123] Os resultados desses testes são fornecidos na Tabela 3. As chapas de aço de amostras (no de série 1 a 11) que estavam dentro da faixa da presente invenção tiverem excelente capacidade de interrupção de ruptura frágil, conforme indicado por um Kca (-10 °C) de 6000 N/mm3/2 ou mais. Adicionalmente, essas chapas de aço de amostras tiveram uma excelente energia absorvida vE-20 na ligação de solda de elevado aporte de calor de 88 J ou mais. No caso das chapas de aço de amostras (no de série 2 a 11), em que o índice de dureza Charpy (temperatura de transição de fratura) na camada de superfície e na porção central na direção de espessura e o grau de integração do plano RD// (110) satisfizeram a expressão relacional (2), um valor para Kca(- 10 °C) foi maior do que no caso da chapa de aço de amostra (no de série 1), em que a expressão relacional (2) não foi satisfeita. Aqui, todas as estruturas metalográficas dessas chapas de aço de amostras (no de série 1 a 11) incluíam principalmente bainita.

[000124] Por outro lado, no caso das chapas de aço (no de série 20 a 27), em que as condições de aquecimento e de laminação dentre as condições de fabricação estavam fora das faixas preferenciais da presente invenção, enquanto as composições químicas da chapa de aço estavam dentro da faixa preferencial da presente invenção, o valor para Kca(-10 °C) foi inferior a 6000 N/mm3/2 No caso no qual a chapa de aço de amostra (no de série 12 a 19) onde as composições químicas de aço não satisfizeram as condições, de acordo com a presente invenção, a energia absorvida vE-20 de uma junta soldada formada realizando soldagem de elevado aporte de calor foi de 22 J ou menos, o que significa que essas chapas de aço de amostras foram inferiores aos exemplos da presente invenção.

[000125] Anotação 1: Uma porção sublinhada indica um valor fora da faixa de acordo com a presente invenção.

[000126] Anotação 2: Um valor = (Ca - (0,18 + 130 x Ca) x O)/1,25/S,

[000127] em que um símbolo atômico representa o teor (em % em massa) do elemento químico correspondente.

[000128] Anotação 3: Ac1 = 751 - 26,6 C + 17,6 Si - 11,6 Mn - 169 Al - 23 Cu - 23 Ni + 24,1 Cr + 22,5 Mo + 233 Nb - 39,7 V - 5,7 Ti - 895 B,

[000129] em que um símbolo atômico representa o teor (em % em massa) do elemento químico correspondente e em que o símbolo é atribuído a um valor de 0 no caso no qual o elemento químico correspondente não está incluído.

[000130] Anotação 4: Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5,

[000131] em que um símbolo atômico representa o teor (em % em massa) do elemento químico correspondente e em que o símbolo é atribuído a um valor de 0 no caso no qual o elemento químico correspondente não está incluído.

[000132] Anotação 1: Uma porção sublinhada indica um valor fora da faixa, de acordo com a presente invenção.

[000133] Anotação 2: "Redução de Laminação Cumulativa na Faixa Recristalizada y" refere-se à redução de laminação cumulativa enquanto a porção central na direção de espessura está na faixa de temperatura de recristalização de austenita.

[000134] Anotação 3: "Redução de Laminação Cumulativa na Faixa Não Recristalizada y" refere-se à redução de laminação cumulativa enquanto a porção central na direção de espessura está na faixa de temperatura de não recristalização de austenita.

[000135] Anotação 4: "Diferença na Temperatura de Laminação na Faixa Não Recristalizada y" refere-se à diferença na temperatura de laminação entre a primeira passagem e a última passagem da laminação realizada enquanto a porção central na direção de espessura está na faixa de temperatura de não recristalização de austenita.

[000136] Anotação 1: Uma porção sublinhada indica um valor fora da faixa, de acordo com a presente invenção.

[000137] Anotação 2: Expressão relacional (2) vTrs(1/2t) -12 x IRD// (110)[1/2t] < -70,

[000138] em que vTrs(1/2t): Temperatura de transição de fratura na porção central na direção de espessura (°C) e IRD// (110)[1/2t]: grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura.

[000139] Anotação 3: "porção de 1/2t" refere-se à porção central na direção de espessura.

[000140] Anotação 4: "Inválido" na coluna de "Kca(-10 °C)" indica que Kca não foi medido, pois uma ruptura não se manteve linear. LISTAGEM DE REFERÊNCIAS NUMÉRICAS 1 pedaço de teste para teste ESSO de acordo com WES 3003 2 entalhe 3 ruptura 3a ruptura ramificada 4 formato de ponta 5 metal de base

Claims

1. Chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, a chapa de aço caracterizada pelo fato de que tem uma composição química que contém, em % em massa, C: 0,03% ou mais e 0,15% ou menos, Si: 0,01% ou mais e 0,5% ou menos, Mn: 1,40% ou mais e 2,50% ou menos, Al: 0,005% ou mais e 0,08% ou menos, P: 0,03% ou menos, S: 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos, N: 0,0036% ou mais e 0,0070% ou menos, Ti: 0,004% ou mais e 0,030% ou menos, Ca: 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos e em que o saldo é de Fe e impurezas inevitáveis, em que o teor de Ca, S, e O satisfaz a expressão relacional (1) abaixo, em que uma estrutura metalográfica inclui principalmente bainita, uma textura em que o grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura é de 1,5 ou mais e 4,0 ou menos e uma temperatura de transição de ruptura Charpy vTrs na camada de superfície e na porção central na direção de espessura de -40 °C ou menos: 0,30 < (Ca - (0,18 + 130 x Ca) x O)/1,25/S < 0,80 (1), em que Ca, O e S, respectivamente, representam os teores (% em massa) dos elementos químicos correspondentes na expressão relacional (1).

2. Chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a chapa de aço tem a composição química que contém adicionalmente, em % em massa, um, dois, ou mais dentre Nb: 0,05% ou menos, Cu: 1,0% ou menos, Ni: 1,0% ou menos, Cr: 0,5% ou menos, Mo: 0,5% ou menos, V: 0,2% ou menos, B: 0,003% ou menos e Terras Raras: 0,01% ou menos.

3. Chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que a temperatura de transição de ruptura Charpy e o grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura satisfazem a expressão relacional (2) abaixo: vTrS(i/2t) -12 x IRD//(iio)[i/2t] ^ -70 ... (2), em que vTrS(i/2t): temperatura de tranSição de ruptura Charpy na porção central (= 1/2t) na direção de espessura (°C), IRD// (ii0)[i/2t]: grau de integração do plano RD// (ii0) na porção central (= i/2t) na direção de espessura, e t representa uma espessura (mm) na expressão relacional (2).

4. Método para fabricar uma chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, o método caracterizado pelo fato de que compreende aquecer um material de aço que tem a composição química, como definida na reivindicação i ou 2, em uma temperatura de i.000 °C ou mais e i.200 °C ou menos, realizando a laminação sob a condição que a redução de laminação cumulativa total seja de 65% ou mais na faixa de temperatura de recristalização de austenita e na faixa de temperatura de não recristalização de austenita, em que a laminação é realizada com a porção central na direção de espessura que está na faixa de temperatura de recristalização de austenita sob a condição que a redução de laminação cumulativa seja de 20% ou mais e em que a laminação é realizada com a porção central na direção de espessura que está na faixa de temperatura de não recristalização de austenita sob as condições em que a redução de laminação cumulativa é de 40% ou mais e 70% ou menos e que a diferença na temperatura de laminação entre a primeira passagem e a última passagem da laminação realizada enquanto a porção central na direção de espessura tem uma temperatura na faixa de temperatura de não recristalização de austenita é de 40 °C ou menos e, em seguida, realizar o resfriamento a uma temperatura de 450 °C ou menos em uma taxa de resfriamento de 4,0 °C/s ou mais, em que a taxa de resfriamento e a temperatura de interrupção de resfriamento correspondem à temperatura da porção central na direção de espessura da chapa de aço.

5. Método para fabricar uma chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que o método compreende adicionalmente um processo para realizar um tratamento de revenido em uma temperatura igual ou inferior ao ponto Ac1 após o resfriamento acelerado ser realizado a uma temperatura de 450 °C ou menos.

6. Chapa de aço grossa de alta resistência para excelente soldagem de elevado aporte de calor com capacidade de interrupção de ruptura frágil, a chapa de aço caracterizada pelo fato de que tem uma composição química que consiste, em % em massa, C: 0,03% ou mais e 0,15% ou menos, Si: 0,01% ou mais e 0,5% ou menos, Mn: 1,40% ou mais e 2,50% ou menos, Al: 0,005% ou mais e 0,08% ou menos, P: 0,03% ou menos, S: 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos, N: 0,0036% ou mais e 0,0070% ou menos, Ti: 0,004% ou mais e 0,030% ou menos, Ca: 0,0005% ou mais e 0,0030% ou menos, opcionalmente um, dois ou mais de Nb: 0,05% ou menos, Cu: 1,0% ou menos, Ni: 1,0% ou menos, Cr: 0,5% ou menos, Mo: 0,5% ou menos, B: 0,003% ou menos e Terras Raras: 0,01% ou menos, e em que o saldo é de Fe e impurezas inevitáveis, em que o teor de Ca, S, e O satisfaz a expressão relacional (1) abaixo, em que uma estrutura metalográfica inclui principalmente bainita, uma textura em que o grau de integração do plano RD// (110) na porção central na direção de espessura é de 1,5 ou mais e 4,0 ou menos e uma temperatura de transição de ruptura Charpy vTrs na camada de superfície e na porção central na direção de espessura de -40 °C ou menos: 0,30 < (Ca - (0,18 + 130 x Ca) x O)/1,25/S < 0,80 (1), em que Ca, O e S, respectivamente, representam os teores (% em massa) dos elementos químicos correspondentes na expressão relacional (1).