BR112016017304B1 - placa de aço resistente à abrasão e método para produzir a mesma - Google Patents

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Shinichi Miura
Akio Ohmori
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Abstract

PLACA DE AÇO RESISTENTE AO DESGASTE E PROCESSO PARA PRODUZIR A MESMA. A presente invenção fprnece: uma placa de aço resistente ao desgaste que tem excelente tenacidade à baixa temperatura, e na qual qualquer porção aquecida a uma zona de tempera tura de fragilização de revenido em baixa temperatura é altamente inibida de rachar; e um processo para produzir a placa de aço. A placa de aço tem uma composição que contém, em termos de % em massa, 0,100 a 0,175% (excluindo 0,175%) de C, 0,05 a 1,00% de Si, 0,50 a 1,90% de Mn, menos que 0,006% de P, até 0,005% de S, 0,005 a 0,1 00% de Al, 0,10 a 1,00% de Cr, 0,005 a 0,024% de Nb, 0,005 a 0,050% de Ti, 0,0003 a 0,0030% de B e 0,0010 a 0,0080% de N. A microestrutura do mesmo, em uma posição correspondente a 1/4 da espessura de placa, ou é uma estrutura de fase única de martensita que tem u m diâmetro de grão de austenita anterior de 20 a 60 ?m ou uma estrutura misturada que compreende martensita e bainita, sendo que o teor areal de martensita em formato de ilha é menor que 5% em relação a toda a estrutura.

Description

CAMPO TÉCNICO
[001] A presente invenção refere-se a uma placa de aço ou chapa de aço resistente à abrasão usada para, por exemplo, máquinas industriais e máquinas de transporte, e a um método para fabricar a placa de aço ou chapa de aço. Ou seja, a presente invenção refere-se a uma placa de aço que tem excelente tenacidade à baixa temperatura e resistência à rachadura devido ao fraturamento atrasado em uma porção que tenha sido aquecida a uma região de temperatura em que ocorre fragilização de revenido em baixa temperatura de cerca de 300°C a 400°C em uma zona afetada por calor soldada ou em uma zona afetada por calor após corte térmico, tal como corte a gás ou corte a plasma.
TÉCNICA ANTECEDENTE
[002] Visto que a propriedade de resistibilidade à abrasão de aço é aumentada através do aumento da dureza, o aço usado para partes que se exige que tenham propriedade de resistibilidade à abrasão contém C em uma quantidade em conformidade com a dureza exigida, e é submetido a um tratamento por arrefecimento brusco ou a um tratamento de arrefecimento brusco e revenimento.
[003] Quando uma placa de aço resistente à abrasão de alta dureza é reaquecida a uma região de temperatura de cerca de 300 °C a 400 °C em que ocorre uma fragilização de revenido em baixa temperatura como resultado da realização de, por exemplo, soldagem, corte a gás ou corte a plasma, uma rachadura pode ocorrer devido ao fraturamento atrasado após a placa de aço ter sido resfriada à temperatura ambiente. No entanto, visto que um processamento, tal como soldagem ou corte a gás, é indispensável, isso é um problema para impedir a rachadura descrita acima. A rachadura devido a fraturamento atrasado em uma porção que foi reaquecida à região de temperatura em que ocorre uma fragilização de revenido em baixa temperatura pode ser denominada de "rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura" ou "rachadura por fragilização em baixa temperatura" em alguns casos.
[004] Além disso, uma placa de aço resistente à abrasão pode ser usada em uma operação de uma faixa de baixa temperatura de 0 °C ou inferior, e portanto, há um problema de fraturamento por fragilidade que ocorre em uso no caso de uma placa de aço de baixa tenacidade. Geralmente, o aumento da quantidade de C contido a fim de aumentar a dureza ou a adição de elementos de liga a fim de aumentar a endurecibilidade causa, em contrapartida, uma diminuição de tenacidade como resultado da fragilização do material. Foram propostas várias técnicas em relação a uma placa de aço resistente à abrasão.
[005] Por exemplo, as placas de aço resistentes à abrasão excelentes em resistibilidade a fraturamento atrasado propostas na Literatura de Patente 1 à Literatura de Patente 6 estão destinadas a aumentar a resistibilidade a fraturamento atrasado de uma placa de aço no estado fabricado sem tratamentos adicionais, e nenhuma consideração é dada quanto ao aumento da resistibilidade a fraturamento atrasado em uma porção que tenha sido reaquecida a uma temperatura na faixa em que ocorre a fragilização de revenido em baixa temperatura.
[006] Em relação a uma placa de aço resistente à abrasão excelente em tenacidade à baixa temperatura, por exemplo, a Literatura de Patente 7, a Literatura de Patente 8 e a Literatura de Patente 9 revelamtécnicas nas quais a tenacidade de uma placa de aço resistente à abrasão é aumentada adicionando-se elementos de liga, tais como Cr e Mo, em grandes quantidades. No caso dessas técnicas, o Cr é adicionado a fim de aumentar a endurecibilidade, e o Mo é adicionado a fim de aumentar a endurecibilidade e a resistência de contorno de grão ao mesmo tempo. Além disso, na Literatura de Patente 7 e na Literatura de Patente 8, a tenacidade à baixa temperatura é aumentada realizando-se um tratamento de calor de revenido.
[007] Por outro lado, os exemplos de uma técnica na qual um processo de fabricação é desenvolvido incluem aquele descrito na Literatura de Patente 10, e a literatura descreve que a tenacidade é aumentada alongando-se grãos de austenita anteriores através da utilização do processo ausforming(deformação da austenita) em um processo de laminação a quente. Como exemplo de uma técnica para inibir a rachadura por fragilização em baixa temperatura, a Literatura de Patente 11 revela uma técnica em que a martensita é formada como uma estrutura em matriz, em que um diâmetro de grão de austenita anterior é controlado de modo a ser 30 μm ou menor, a fim de inibir rachaduras e aumentar a tenacidade.
LISTA DE CITAÇÕES LITERATURA DE PATENTE
[008] PTL 1: Publicação de Pedido de Patente Não Examinada no JP 2002-115024
[009] PTL 2: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 2002-80930
[0010] PTL 3: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 5-51691
[0011] PTL 4: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 1-255622
[0012] PTL 5: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 63-317623
[0013] PTL 6: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 2003-171730
[0014] PTL 7: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 8-41535
[0015] PTL 8: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 2-179842
[0016] PTL 9: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 61-166954
[0017] PTL 10: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 2002-20837
[0018] PTL 11: Publicação de Pedido de Patente Não examinada no JP 2009-30092
SUMÁRIO DA INVENÇÃO PROBLEMA DA TÉCNICA
[0019] No entanto, no caso das placas de aço resistentes à abrasão de acordo com a Literatura de Patente 7 à Literatura de Patente 9, visto que a tenacidade é aumentada pelo aumento da resistência de contorno de grão através da adição de elementos de liga em grandes quantidades, há um aumento em custos de elementos de liga. No caso de placas de aço resistentes à abrasão de acordo com a Literatura de Patente 7 e com a Literatura de Patente 8, visto que a dureza diminui devido à realização do tratamento de calor de revenido, um efeito negativo na propriedade de resistência à abrasão é inevitável.
[0020] Além disso, no caso do método para fabricar uma placa de aço resistente à abrasão de acordo com a Literatura de Patente 10, visto que ausforming é utilizado em um processo de laminação a quente, uma temperatura de entrega de acabamento é controlada de modo a ser baixa, e há uma diminuição na fabricabilidade, e é necessário controlar estritamente a temperatura a fim de fabricar estavelmente uma placa de aço, o que significa que isso é não é necessariamente um processo praticamente fácil.
[0021] No caso do método para fabricar uma placa de aço resistente à abrasão de acordo com a literatura de patente 11, embora não haja descrição detalhada, presume-se que uma placa de aço é fabricada com o uso de um processo intensivo em energia, no qual o reaquecimento e o arrefecimento brusco são realizados após um processo de laminação ou com o uso de um método de arrefecimento brusco direto a fim de formar uma microestrutura que tem um diâmetro de grão desejado. No caso de um método de arrefecimento brusco direto, é necessário controlar estritamente as condições de fabricação de modo que, por exemplo, a laminação seja realizada em uma baixa temperatura e com uma grande redução de laminação, haja uma diminuição na eficiência de laminação e uma alta carga seja colocada sobre o equipamento de laminação.
[0022] Além disso, visto que uma diminuição em diâmetro de grão é acompanhada por um aumento no número de locais de nucleação quando uma microestrutura transformada é formada, o que resulta em uma diminuição em endurecibilidade, pode haver um aumento em custos de fabricação devido a um aumento na quantidade de elementos químicos de liga adicionados a fim de alcançar uma endurecibilidade satisfatória.
[0023] Conforme descrito acima, uma técnica para fabricar uma placa de aço resistente à abrasão não dispendiosa que tenha excelente tenacidade à baixa temperatura, com a qual é possível impedir que ocorra fraturamento atrasado em uma porção que tenha sido aquecida a uma faixa de temperatura em que ocorre uma fragilização de revenido em baixa temperatura devido ao aquecimento induzido realizandose soldagem ou corte térmico e, em seguida, resfriada à temperatura ambiente, não foi concluída.
[0024] Portanto, é um objetivo da presente invenção fornecer uma placa de aço resistente à abrasão que tenha uma composição química não dispendiosa, excelente tenacidade à baixa temperatura e excelente resistibilidade à rachadura por fragilização de revenido de baixa temperatura, e um método para fabricar a placa de aço. A presente invenção destina-se a uma placa de aço resistente à abrasão que tem uma dureza de superfície de 350 ou mais e 450 ou menos em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000).
SOLUÇÃO PARA O PROBLEMA
[0025] A fim de alcançar o objetivo descrito acima,os presente inventores conduziram diligentemente investigações em relação a vários fatores que influenciam a resistibilidade à rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura e a tenacidade à baixa temperatura de uma placa de aço resistente à abrasão, e constataram que é importante aumentar a quantidade de segregação central em uma zona central de segregação que tem uma alta sensibilidade à fragilização em uma placa de aço espessa, e que é possível impedir rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura diminuindo-se a quantidade de P contido a 0,006% ou menos, e controlando-se os elementos químicos de segregação.
[0026] A presente invenção foi concluída com base no conhecimento obtido e nas investigações adicionais, ou seja, a presente invenção é conforme segue.
[0027] 1. Uma placa de aço resistente à abrasão que tem uma dureza de superfície de 350 ou mais e de 450 ou menos em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000), sendo que a placa de aço tem:
[0028] uma composição química que contém, em % em massa, C: 0,100% ou mais e menos que 0,175%, Si: 0,05% ou mais e 1,00% ou menos, Mn: 0,50% ou mais e 1,90% ou menos, P: menos que 0,006%, S: 0,005% ou menos, Al: 0,005% ou mais e 0,100% ou menos, Cr: 0,10% ou mais e 1,00% ou menos, Nb: 0,005% ou mais e 0,024% ou menos, Ti: 0,005% ou mais e 0,050% ou menos, B: 0,0003% ou mais e 0,0030% ou menos, N: 0,0010% ou mais e 0,0080% ou menos, em que o equilíbrio é Fe e impurezas inevitáveis, a composição química satisfaz a expressão relacional (1) e a expressão relacional (2), e uma microestrutura em posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura incluindo uma microestrutura de fase única de martensita tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e de 60 μm ou menor, ou uma microestrutura misturada de martensita e bainita tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e de 60 μm ou menor e uma proporção do constituinte de martensita-austenita em bainita é menor que 5% em termos de razão de área em relação a toda a microestrutura.
Figure img0001
em que, em ambas as expressões relacionais, símbolos atômicos dos elementos de liga denotam os teores (% em massa) dos elementos correspondentes, e os teores dos elementos que não estão contidos são definidos como 0.
[0029] 2. A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com o item 1, em que a composição química contém adicionalmente, em % em massa, pelo menos um selecionado a partir do grupo que consiste em Mo: 0,05% ou mais e 0,80% ou menos, V: 0,005% ou mais e 0,10% ou menos, Cu: 0,10% ou mais e 1,00% ou menos, e Ni: 0,10% ou mais e 2,00% ou menos.
[0030] 3. A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com o item 1 ou 2, em que a composição química contém adicionalmente, em % em massa, pelo menos um selecionado a partir do grupo que consiste em Ca: 0,0005% ou mais e 0,0040% ou menos, Mg: 0,0005% ou mais e 0,0050% ou menos, e REM: 0,0005% ou mais e 0,0080% ou menos.
[0031] 4. Um método para fabricar uma placa de aço resistente à abrasão que tem uma dureza de superfície de 350 ou mais e de 450 ou menos em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000), sendo que o método inclui: aquecer um produto semiterminado que tem a composição química, de acordo com qualquer um dos itens 1 a 3, a 1.050 °C até 1.200 °C, realizar laminação a quente com uma redução de laminação cumulativa de 30% ou mais em uma temperatura de 950 °C ou mais e uma redução de laminação cumulativa de 30% ou mais e de 70% ou menos em uma temperatura inferior a 940 °C, terminar a laminação a quente em uma temperatura de superfície (Ar3 + 80 °C) ou superior e de (Ar3 + 180 °C) ou inferior, realizar o arrefecimento brusco a partir de uma temperatura de Ar3 ou maior e o resfriamento a uma temperatura de 300 °C ou inferior a uma taxa de resfriamento de 2 °C/s ou maior em uma posição localizada a 1/2 da espessura, em que a placa de aço fabricada tem uma microestrutura em posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura incluindo uma microestrutura de fase única de martensita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e de 60 μm ou menor, ou uma microestrutura misturada de martensita e bainita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e de 60 μm ou menor e um constituinte de martensita-austenita em bainita que é menor que 5% em termos de razão de área em relação a toda a microestrutura.
EFEITOS VANTAJOSOS DA INVENÇÃO
[0032] De acordo com a presente invenção, é possível obter uma placa de aço resistente à abrasão excelente em termos de resistibilidade à rachadura atrasada em uma porção que tenha sido submetida a revenimento em baixa temperatura devido ao calor induzido realizando-se soldagem ou corte térmico e tenacidade à baixa temperatura. Além disso, é possível obter um método para fabricar a placa de aço com uma carga de ambiente reduzida, que tem um efeito perceptível na indústria.
DESCRIÇÃO DAS MODALIDADES
[0033] Na presente invenção, são especificadas uma composição química e uma microestrutura.
COMPOSIÇÃO QUÍMICA
[0034] Doravante, a % usada durante a descrição de uma composição química se refere a % em massa.
[0035] C: 0,100% ou mais e menos que 0,175%
[0036] O C é um elemento que aumenta a propriedade de resistência à abrasão através do aumento da dureza de matriz. A fim de alcançar a propriedade de resistência à abrasão correspondente a uma dureza de 350 ou mais, em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000), é necessário que o teor de C seja 0,100% ou mais ou, de preferência, 0,120% ou mais. Por outro lado, quando o teor de C é 0,175% ou mais, há uma diminuição em resistibilidade à rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura. É preferencial que o teor de C seja 0,160% ou menor ou, mais preferencialmente, 0,150% ou menor.
[0037] Si: 0,05% ou mais e 1,00% ou menos
[0038] O Si é um elemento que é eficaz como um agente de desoxidação, e é necessário que o teor de Si seja 0,05% ou maior ou, mais preferencialmente, 0,10% ou maior, a fim de concretizar tal efeito. Além disso, o Si é um elemento eficaz que contribui para um aumento em dureza através de reforço de solução sólida como resultado da formação de uma solução sólida em aço. No entanto, quando o teor de Si é maior que 1,00%, há uma diminuição em ductilidade e tenacidade, e há um aumento na quantidade de inclusões. Portanto, o teor de Si é limitado, de preferência, a 1,00% ou menos ou, mais preferencialmente, a 0,45% ou menos.
[0039] Mn: 0,50% ou mais e 1,90% ou menos
[0040] O Mn promove a ocorrência de fraturamento atrasado promovendo-se a segregação de contorno de grão de P. No entanto, na presente invenção, controlando-se o teor de P de modo a ser menor que 0,006%, é possível aumentar a endurecibilidade adicionando-se Mn, que é um elemento comparativamente não dispendioso. Por outro lado, visto que é necessário que uma determinada quantidade de Mn seja adicionada a fim de alcançar a endurecibilidade satisfatória, e visto que é preferencial que o Mn seja adicionado, a partir do ponto de vista de diminuir custos de liga, o teor de Mn se limita a ser 0,50% ou maior e 1,90% ou menor. É preferencial que o limite inferior do teor de Mn seja 0,90%. É preferencial que o limite superior do teor de Mn seja 1,50%.
[0041] P: menor que 0,006%
[0042] O P é segregado nos contornos de grão e se torna o ponto de partida no qual ocorre o fraturamento atrasado. Além disso, o P aumenta a sensibilidade à fragilização de revenido em baixa temperatura aumentando-se a dureza de uma zona central de segregação como resultado de estar concentrado na zona central de segregação. Visto que há um aumento em resistibilidade à rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura em uma porção que tenha sido submetida a revenimento em baixa temperatura devido ao aquecimento induzido realizando-se soldagem ou corte térmico, tal como corte a gás, controlando-se o teor de P de modo a ser menor que 0,006%, o teor de P é definido como menor que 0,006%.
[0043] S: 0,005% ou menos
[0044] O S é uma impureza que é misturada inevitavelmente em aço e, quando o teor de S é maior que 0,005%, o S forma MnS a partir do qual a fratura se origina. Portanto, o teor de S é definido como 0,005% ou menor ou, de preferência, 0,0035% ou menor.
[0045] Al: 0,005% ou maior e 0,100% ou menor
[0046] O Al é um elemento que é adicionado a fim de desoxidar aço fundido, e é necessário que o teor de Al seja 0,005% ou mais. Por outro lado, quando o teor de Al é maior que 0,100%, há uma diminuição na limpeza do aço, e há uma diminuição em tenacidade. Portanto, o teor de Al é definido como 0,005% ou maior e 0,100% ou menor, ou, de preferência, 0,010% ou maior e 0,040% ou menor.
[0047] Cr: 0,10% ou mais e 1,00% ou menos
[0048] O Cr é eficaz para aumentar a endurecibilidade, e é necessário que o teor de Cr seja 0,10% ou maior a fim de concretizar tal efeito. Por outro lado, quando o teor de Cr é maior que 1,00%, há uma diminuição em soldabilidade. Portanto, no caso em que Cr é adicionado, o teor de Cr está limitado a ser 0,10% ou maior e 1,00% ou menor, ou, preferencialmente, 0,10% ou maior e 0,80% ou menor.
[0049] Nb: 0,005% ou mais e 0,024% ou menos
[0050] O Nb é eficaz para impedir que o fraturamento atrasado ocorra diminuindo-se o diâmetro de grão de uma microestrutura como resultado de ser precipitado na forma de carbonitretos ou carbonetos. A fim de concretizar tal efeito, é necessário que o teor de Nb seja 0,005% ou maior. Por outro lado, quando o teor de Nb é maior que 0,024%, os carbonitretos que têm um grande diâmetro de grão são precipitados, e há um caso em que o fraturamento se origina dos precipitados. Portanto, o teor de Nb é definido como 0,005% ou maior e 0,024% ou menor, ou, de preferência, 0,010% ou maior e 0,020% ou menor.
[0051] Ti: 0,005% ou mais e 0,050% ou menos
[0052] O Ti é eficaz para promover um aumento na endurecibilidade de B impedindo-se a precipitação de BN como resultado de fixar N. A fim de concretizar tal efeito, é necessário que o teor de Ti seja 0,005% ou maior. Por outro lado, quando o teor de Ti é maior que 0,050%, há uma diminuição na tenacidade do metal-base como resultado de ser precipitado na forma de TiC. Portanto, o teor de Ti é definido como 0,005% ou maior e 0,050% ou menor, ou, de preferência, 0,010% ou maior e 0,020% ou menor.
[0053] B: 0,0003% ou mais e 0,0030% ou menos
[0054] Uma pequena quantidade de B adicionada aumenta significativamente a endurecibilidade. A fim de concretizar tal efeito, é necessário que o teor de B seja 0,0003% ou maior. Além disso, quando o teor de B é menor que 0,0003%, visto que a transformação de bainita ocorre em uma alta temperatura devido a um efeito insuficiente de aumentar a endurecibilidade, há uma diminuição na tenacidade devido a um aumento na quantidade de constituinte de martensita-austenita em bainita. É preferencial que o teor de B seja 0,0005% ou maior, ou, mais preferencialmente, 0,0010% ou maior. Por outro lado, no caso em que o teor de B é maior que 0,0030%, há uma diminuição na soldabilidade. Portanto, o teor de B é definido como 0,0030% ou menor, ou, de preferência, 0,0020% ou menor.
[0055] N: 0,0010% ou maior e 0,0080% ou menor.
[0056] O N é adicionado, visto que N é eficaz para aumentar a tenacidade do metal-base diminuindo-se um diâmetro de grão como resultado da combinação com Al para formar precipitados. Não é possível formar uma quantidade suficiente de precipitados para diminuir um diâmetro de grão quando o teor de N for menor que 0,0010%, e há uma diminuição na tenacidade do metal-base e de uma zona de soldagem quando o teor de N é maior que 0,0080%. Portanto, o teor de N é definido como 0,0010% ou maior e 0,0080% ou menor, ou, de preferência, 0,0010% ou maior e 0,0050% ou menor.
Figure img0002
em que, na expressão relacional, os símbolos atômicos dos elementos de liga denotam os teores (% em massa) dos elementos correspondentes, e os teores dos elementos que não estão contidos são definidos como 0.
[0057] No caso em que DIH é menor que 35, visto que uma profundidade endurecida é menor que 10 mm na direção de espessura da superfície de uma placa de aço, há uma diminuição na vida útil de uma placa de aço resistente à abrasão. Portanto, o DIH é definido como 35 ou maior, ou, de preferência, 45 ou maior.
Figure img0003
em que, na expressão relacional, os símbolos atômicos dos elementos de liga denotam os teores (% em massa) dos elementos correspondentes, e os teores dos elementos que não estão contidos são definidos como 0.
[0058] Visto que uma zona central de segregação, que existe em uma placa de aço fabricada com o uso de um método de fundição contínuo, é uma porção que tem alta sensibilidade à fragilização em uma placa de aço espessa, é possível impedir rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura diminuindo-se a quantidade de segregação central. A expressão relacional (2) indica a influência dos elementosquímicos constituintes propensos a estarem concentrados em uma zona central de segregação, e foi obtida empiricamente. No caso de uma placa de aço resistente à abrasão que tem uma dureza de 350 ou mais, em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000), uma rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura ocorre em uma zona central de segregação no caso em que o valor derivado com o uso da expressão relacional (2) é maior que 2,70. Portanto, CES é definido como 2,70 ou menor, ou, de preferência, 2,40 ou menor.
[0059] A composição química básica da presente invenção é conforme descrita acima, e o restante da composição química consiste em Fe e impurezas inevitáveis. A fim de aprimorar adicionalmente as propriedades, pelo menos um dentre Mo, V, Cu, Ni, Ca, Mg e REM é adicionado.
[0060] Mo: 0,05% ou mais e 0,80% ou menos
[0061] O Mo é um elemento que é particularmente eficaz para aumentar a endurecibilidade. A fim de concretizar tal efeito, é necessário que o teor de Mo seja 0,05% ou maior. Por outro lado, quando o teor de Mo é maior que 0,80%, há uma diminuição em soldabilidade. Portanto, no caso em que o Mo é adicionado, é preferencial que o teor de Mo seja limitado a 0,05% ou mais e a 0,80% ou menos, ou, mais preferencialmente, a 0,05% ou mais e a 0,70% ou menos.
[0062] V: 0,005% ou mais e 0,10% ou menos
[0063] O V é um elemento que aumenta a endurecibilidade. A fim de concretizar tal efeito, é necessário que o teor de V seja 0,005% ou maior. Por outro lado, quando o teor de V é maior que 0,10%, há uma diminuição em soldabilidade. Portanto, no caso em que V é adicionado,é preferencial que o teor de V seja limitado a 0,005% ou mais e a 0,10% ou menos.
[0064] Cu: 0,10% ou mais e 1,00% ou menos
[0065] O Cu é um elemento que aumenta a endurecibilidade formando-se uma solução sólida, e é necessário que o teor de Cu seja 0,10% ou maior a fim de concretizar tal efeito.Por outro lado, quando o teor de Cu é maior que 1,00%, há uma diminuição em trabalhabilidade a quente. Portanto, no caso em que o Cu é adicionado, é preferencial que o teor de Cu seja limitado a 0,10% ou mais e a 1,00% ou menos, ou, mais preferencialmente, a 0,10% ou mais e a 0,50% ou menos.
[0066] Ni: 0,10% ou mais e 2,00% ou menos
[0067] O Ni é um elemento que aumenta a endurecibilidade formando-se uma solução sólida, e tal efeito se torna notável no caso em que o teor de Ni é 0,10% ou maior. Por outro lado, quando o teor de Ni é maior que 2,00%, há um aumento significativo em custos de material. Portanto, no caso em que o Ni é adicionado, é preferencial que o teor de Ni seja limitado a 0,10% ou mais e a 2,00% ou menos, ou, mais preferencialmente, a 0,10% ou mais e a 1,00% ou menos.
[0068] Ca: 0,0005% ou mais e 0,0040% ou menos, Mg: 0,0005% ou mais e 0,0050% ou menos, e REM: 0,0005% ou mais e 0,0080% ou menos.
[0069] O Ca, o Mg e o REM impedem a formação de MnS combinando-se com S. A fim de concretizar tal efeito, é necessário que o teor de cada um dentre esses elementos químicos seja 0,0005% ou maior. No entanto, no caso em que o teor de Ca é maior que 0,0040%, em que o teor de Mg é maior que 0,0050%, ou em que o teor de REM é maior que 0,0080%, há uma diminuição da limpeza do aço. Portanto, no caso em que esses elementos químicos são adicionados, o teor de Ca é definido como 0,0005% ou mais e como 0,0040% ou menos, o teor de Mg é definido como 0,0005% ou maior e como 0,0050% ou menor, e o teor de REM é definido como 0,0005% ou maior e como 0,0080% ou menor.
MICROESTRUTURA
[0070] A placa de aço resistente à abrasão de acordo com a presente invenção tem uma microestrutura em posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura incluindo uma microestrutura de fase única de martensita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e 60 μm ou menor, ou uma microestrutura misturada de martensita e bainita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e 60 μm ou menor. A fim de alcançar uma propriedade de resistência à abrasão uniforme na direção de espessura, a microestrutura em posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura é especificada. Ademais, a fim de alcançar uma excelente tenacidade à baixa temperatura, uma microestrutura de fase única de martensita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e de 60 μm ou menor ou uma microestrutura misturada de martensita e bainita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e 60 μm ou menor são formadas, e a proporção do constituinte de martensita-austenita em bainita é definida como menor que 5% em termos de razão de área em relação a toda a microestrutura. No presente contexto, tanto no caso de martensita quanto de bainita, o diâmetro de grão de austenita anterior médio é definido como 20 μm ou maior e 60 μm ou menor.
[0071] Microestrutura de Fase Única de Martensita ou uma Microestrutura Misturada de Martensita e Bainita
[0072] A placa de aço resistente à abrasão de acordo com a presente invenção tem uma microestrutura em posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura incluindo uma microestrutura de fase única de martensita ou uma microestrutura misturada de martensita e bainita. Tal microestrutura é formada a fim de alcançar uma propriedade de resistência à abrasão satisfatória alcançando-se uma dureza de superfície de 350 ou mais em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000). Visto que a martensita tem uma alta dureza, é preferencial formar uma microestrutura de fase única de martensita, a partir do ponto de vista de alcançar a propriedade de resistência à abrasão satisfatória e impedir a formação do constituinte de martensitaaustenita descrito abaixo. Além disso, visto que a bainita também tem uma alta dureza e excelente propriedade de resistência à abrasão, e visto que a bainita tem tenacidade maior que a martensita, uma microestrutura misturada de martensita e bainita pode ser formada.
[0073] Diâmetro de Grão de Austenita Anterior Médio: 20 μm ou maior e 60 μm ou menor
[0074] "Diâmetro de grão de austenita anterior", na presente invenção, se refere a um diâmetro de grão imediatamente antes da austenita se transformar em martensita ou bainita devido a um tratamento por arrefecimento brusco. Visto que os contornos de grão de austenita funcionam como os locais de nucleação de transformação de ferrita, quando um diâmetro de grão de austenita é pequeno e, por conseguinte, a área dos contornos de grão de austenita é grande, a transformação de ferrita tende a ocorrer, o que diminui a endurecibilidade. Portanto, quando o diâmetro de grão de austenita anterior médio é menor que 20 μm, visto que há uma diminuição em endurecibilidade, não é possível alcançar a dureza desejada. Portanto, o diâmetro de grão de austenita anterior médio é definido como 20 μm ou maior.
[0075] Além disso, a martensita e a bainita são fases formadas por transformação que são formadas através da transformação de austenita de maneira deslocável de cisalhamento sem envolver difusão a longa distância de átomos. Portanto, visto que os contornos de grão de austenita, antes de a transformação ocorrer, estão retidos em martensita e bainita, o diâmetro de grão de austenita anterior pode ser determinado facilmente realizando-se a observação de microestrutura. Os grãos de austenita são divididos em blocos ou pacotes, que são estruturas inferiores (ripas) que têm quase a mesma orientação de cristal, através da transformação de martensita ou da transformação de bainita.
[0076] Portanto, quando o diâmetro de grão de austenita é pequeno, o diâmetro de grão de um bloco ou de um pacote é naturalmente pequeno. Visto que um bloco ou um pacote corresponde a um tamanho de faceta de fratura no fraturamento por fragilidade, quando um diâmetro de grão de austenita é pequeno, há uma um aumento em tenacidade devido a uma diminuição em tamanho de faceta de fratura. Além disso, visto que o fraturamento atrasado em uma porção que tenha sido aquecida a uma temperatura na faixa em que ocorre a fragilização de revenido em baixa temperatura é promovido pela segregação de P em contornos de grão de austenita anterior, a resistibilidade à rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura também aumenta à medida que um diâmetro de grão de austenita anterior diminui, ou seja, à medida que a concentração de P em contornos de grão diminui devido a um aumento na área dos contornos de grão.
[0077] Portanto, do ponto de vista de tenacidade e resistibilidade à rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura, é preferencial que o diâmetro de grão de austenita anterior médio seja o menorpossível. No entanto, na presente invenção, visto que o teor de P é limitado a menos que 0,006%, e visto que as quantidades de elementosquímicos de segregação são controladas com o uso de um valor de CES, é possível alcançar uma tenacidade e uma resistibilidade à rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura suficientes,até mesmo no caso em que o diâmetro de grão de austenita anterior médio é 20 μm ou maior. No entanto, quando o diâmetro de grão de austenita anterior médio é maior que 60 μm, não é possível alcançar "tenacidade ou resistibilidade à rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura suficientes". Portanto, o diâmetro de grão de austenita anterior médio é definido como 60 μm ou menor, ou, de preferência, 40 μm ou menor.
[0078] Constituinte de Martensita-Austenita: Razão de Área em Relação a Toda a Microestrutura menor que 5%
[0079] Geralmente, o constituinte de martensita-austenita é formado principalmente em uma microestrutura de bainita. Quando a temperatura de transformação de bainita é alta, há um caso em que o constituinte de martensita-austenita (MA) é formado entre as ripas de bainita ou os contornos de grão. Quando o constituinte de martensitaaustenita é formado, visto que uma temperatura de transição de ductilidade-fragilização em um teste de impacto Charpy é elevada, não é possível alcançar tenacidade à baixa temperatura suficiente. Portanto, a razão de área de constituinte de martensita-austenita em relação a toda a microestrutura é definida como menor que 5%. Visto que o constituinte de martensita-austenita diminui a tenacidade, é preferencial que a quantidade de constituinte de martensita-austenita seja a menor possível, e a quantidade pode ser absolutamente zero.
DUREZA DE SUPERFÍCIE
[0080] Quando a dureza de superfície de uma placa de aço é menor que 350, em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000), visto que há uma propriedade de resistência à abrasão por impacto insuficiente, há uma diminuição na vida útil de uma placa de aço resistente à abrasão. Portanto, a dureza de superfície é definida como 350 ou mais, em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000). Com esse método, é possível alcançar resistibilidade à abrasão suficiente. No entanto, quando a dureza de superfície de uma placa de aço é maior que 450, em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000), visto que há um aumento em rachadura por sensibilidade à fragilização de revenido em baixa temperatura, uma rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura tende a ocorrer. Portanto, a dureza de superfície é definida como 450 ou menos (HBW 10/3.000).
MÉTODO DE FABRICAÇÃO
[0081] A placa de aço resistente à abrasão de acordo com a presente invenção é fabricada preparando-se aço fundido que tem a composição química descrita acima com a utilização de um método comum que usa, por exemplo, um conversor de aço, uma fornalha elétrica, ou uma fornalha de fundição a vácuo, realizandose,subsequentemente, um processo de fundição contínuo a fim de fabricar um material de aço (lâmina) e, em seguida, realizando-se laminação a quente.
[0082] Temperatura de Aquecimento de Lâmina: 1.050 °C ou superior e 1.200 °C ou inferior
[0083] No caso da presente invenção, a temperatura de aquecimento, quando a laminação é realizada, tem apenas pouca influência nas propriedades mecânicas de uma placa de aço. No entanto, no caso de um material espesso, caso a temperatura de aquecimento seja excessivamente baixa, ou caso a redução de laminação não seja suficientemente alta, visto que os defeitos iniciais, que são formados quando um material de aço é fabricado, estão retidos na porção central na direção de espessura, há uma diminuição significativa nas propriedades de material interno de uma placa de aço. A fim de comprimir com segurança defeitos de fusão, que existem em uma lâmina, com pressão realizando-se laminação a quente, a temperatura de aquecimentoé definida como 1.050 °C ou superior. No entanto, no caso em que a temperatura de aquecimento é excessivamente alta, há uma diminuição na tenacidade do metal-base e de uma zona de soldagem devido a um aumento no diâmetro de grão de precipitados, tais como TiN, que são precipitados no tempo da solidificação; uma escala espessaé formada na superfície de uma lâmina devido a uma alta temperatura, o que resulta em defeitos de superfície que ocorrem quando a laminação é realizada; e há um problema a partir do ponto de vista de economia de energia. Portanto, a temperatura de aquecimento é definida como 1.200 °C ou inferior. No presente documento, na presente invenção, "temperatura de aquecimento de lâmina"se refere à temperatura de superfície de uma lâmina.
[0084] Redução de Laminação Cumulativa em uma Faixa de Temperatura de 950 °C ou superior: 30% ou Mais e Redução de Laminação Cumulativa em uma Faixa de Temperatura Inferior a 940 °C: 30% ou maior e 70% ou menor
[0085] A laminação a quente é realizada com uma redução de laminação cumulativa em uma faixa de temperatura de 950 °C ou superior de 30% ou mais, e uma redução de laminação cumulativa em uma faixa de temperatura inferior a 940 °C de 30% ou mais e 70% ou menos. Quando a redução de laminação cumulativa na faixa de temperatura de 950 °C ou superior é menor que 30%, é difícil obter uma placa de aço que tenha uma espessura-alvo realizando-se subsequentemente a laminação em uma lâmina na faixa de temperatura inferior a 940 °C com uma redução de laminação cumulativa de 70% ou menos, que está dentro da faixa de acordo com a presente invenção. Portanto, a redução de laminação cumulativa na faixa de temperatura de 950 °C ou superior é definida como 30% ou mais. Além disso, em uma faixa de alta temperatura de 950 °C ou superior, a difusão de elementos químicos é promovida por deslocamentos introduzidos realizando-se a laminação. Portanto, além disso, a fim de diminuir a quantidade de segregação central, é preferencial que a redução de laminação cumulativa na faixa de alta temperatura de 950 °C ou superior seja de 30% ou mais. Quando a redução de laminação cumulativa na faixa de temperatura inferior a 940 °C é menor que 30%, não é possível alcançar um diâmetro-alvo de grão de austenita anterior médio de 60 μm ou menor. Portanto, a redução de laminação cumulativa é definida como 30% ou mais na faixa de temperatura inferior a 940 °C. Além disso, quando a redução de laminação cumulativa na faixa de temperatura inferior a 940 °C é maior que 70%, não é possível alcançar um diâmetro-alvo de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior. Portanto, a redução de laminação cumulativa é definida como 70% ou menor na faixa de temperatura inferior a 940 °C.
[0086] Temperatura de Entrega de Acabamento: (Ar3 + 80 °C) ou superior e (Ar3 + 180 °C) ou inferior
[0087] A laminação a quente é terminada em uma temperatura (Ar3 + 80 °C) ou superior e (Ar3 + 180 °C) ou inferior em termos da temperatura de superfície de uma placa de aço. Quando a temperatura de superfície de uma placa de aço é inferior a (Ar3 + 80 °C), é difícil controlar estavelmente uma temperatura inicial de resfriamento no próximo processo de arrefecimento brusco de modo a ser igual ou superior à temperatura de Ar3. Quando a temperatura inicial de resfriamento no processo de arrefecimento brusco é inferior à temperatura de Ar3, visto que há uma diminuição na dureza devido à formação de ferrita, não é possível alcançar a dureza-alvo de superfície. Além disso, quando a temperatura de entrega de acabamento é superior a (Ar3 + 180 °C), uma vez que há um aumento no diâmetro de grão de austenita anterior, de modo que o diâmetro de grão seja maior que 60 μm, há uma diminuição na tenacidade. No presente contexto, é possível determinar a temperatura de Ar3 obtendo-se uma amostra de teste de expansão térmica de cada uma das classes de aço, e observando-se uma curva de expansão térmica durante o resfriamento a partir de uma temperatura na qual a austenita é formada.
[0088] Taxa de Resfriamento 2 °C/s ou superior, e temperatura de interrupção de resfriamento: 300 °C ou inferior
[0089] O arrefecimento brusco é iniciado em uma temperatura igual ou maior à temperatura de Ar3, imediatamente após a laminação a quente ter sido realizada, e o resfriamento é realizado em uma temperatura de 300 °C ou inferior, em termos da temperatura em uma posição localizada em 1/2 da espessura em uma taxa de resfriamento de 2 °C/s ou maior em posição localizada a 1/2 da espessura de uma placa de aço. Quando a taxa de resfriamento em uma posição localizada a 1/2 da espessura da placa de aço é menor que 2 °C/s, uma vez que a proporção do constituinte de martensita-austenita (MA) é aumentada até 5% ou mais, em termos de razão de área em relação a toda a microestrutura em posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura, há uma diminuição na tenacidade à baixa temperatura. Portanto, a taxa de resfriamento em uma posição localizada a 1/2 da espessura da placa de aço é definida como 2 °C/s ou maior, ou, de preferência, 5 °C/s ou maior. No presente contexto, embora não seja necessário estabelecer uma limitação particular no limite superior da taxa de resfriamento descrita acima, é preferencial que o limite superior seja 100 °C/s ou menos, o que está dentro de uma faixa concretizável de uma taxa de resfriamento. Além disso, no caso em que o resfriamentoé interrompido em uma posição localizada a 1/2 da espessura em uma temperatura superior a 300 °C, não é possível formar uma microestrutura de martensita na porção central na direção de espessura, e há uma diminuição na tenacidade devido a um aumento na quantidade de MA formada na bainita. Além disso, visto que a quantidade de constituinte de martensita-austenita (MA) é aumentada até 5% ou mais, em termos de razão de área em relação a toda a microestrutura em posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura, há uma diminuição na tenacidade à baixa temperatura.
[0090] No presente contexto, é possível derivar a temperatura em uma posição localizada a 1/2 da espessura a partir da espessura, da temperatura de superfície, das condições de resfriamento e semelhantes com o uso de, por exemplo, um cálculo de simulação. Por exemplo,é possível derivar a temperatura em uma posição localizada a 1/2 da espessura calculando-se uma distribuição de temperatura na direção de espessura com o uso de um método de diferença.
EXEMPLOS
[0091] Realizando-se a fundição contínua a fim de fabricar lâminas de aço A a M, que têm as composições químicas fornecidas na Tabela 1, e realizando-se a laminação a quente sob as condições fornecidas na Tabela 2, placas de aço que têm uma espessura de 25 mm a 60 mm foram fabricadas. As temperaturas de Ar3 desses aços também são fornecidas na Tabela 2. O resfriamento com água (arrefecimento brusco direto: DQ) foi realizado imediatamente após a laminação ter sido realizada sob as condições fornecidas na Tabela 2. A observação de microestrutura, a determinação do diâmetro de grão de austenita anterior, a determinação de uma proporção de MA, a determinação da dureza de superfície, um teste de impacto Charpy e um teste de rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura foram realizados nas placas de aço obtidas com o uso dos métodos descritos abaixo.
OBSERVAÇÃO DE MICROESTRUTURA
[0092] Retirando-se uma peça de teste para observação de microestrutura de cada uma das posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura da placa de aço obtida, de modo que a superfície observada tenha sido um corte transversal paralelo à direção de laminação, realizando-se polimento espelhado e realizando-se gravação a base de nital, a microestrutura foi exposta. Subsequentemente, três campos de visão foram observados aleatoriamente com o uso de um microscópio óptico em uma ampliação de 400 vezes a fim de obter fotografias, e, em seguida, os tipos (tais como fases) de microestruturas metalúrgicas foram identificados realizando-se um teste visual.
DETERMINAÇÃO DE DIÂMETRO DE GRÃO DE AUSTENITA ANTERIOR
[0093] Ademais, realizando-se polimento espelhado novamente na mesma peça de teste para observação de microestrutura, conforme usado para a observação de microestrutura descrita acima, e realizando-se a gravação na peça de teste polida com ácido pícrico, os contornos de grão de austenita anterior foram expostos a fim de determinar um diâmetro de grão de austenita anterior. Realizando-se a observação com o uso de um microscópio óptico em uma ampliação de 400 vezes, e determinando-se o diâmetro de grão equivalente a um círculo de cada um dos 100 grãos de austenita anteriores, um diâmetro de grão de austenita anterior foi definido como o valor médio dos diâmetros de grão equivalentes a um círculo determinados.
PROPORÇÃO DE MA
[0094] Ademais, realizando-se polimento espelhado novamente na mesma peça de teste para observação de microestrutura, conforme usado para a observação de microestrutura descrita acima, realizandose a gravação de duas etapas a fim de expor o constituinte de martensita-austenita (MA) e rastreando-se a fotografia da porção na qual a microestrutura de bainita foi formada com o uso de um SEM em uma ampliação de 2.000 vezes, a proporção de MA foi calculada com o uso de uma análise de imagem. No presente contexto, "proporção de MA" se refere à razão de área de MA em relação a toda a microestrutura. DETERMINAÇÃO
DE DUREZA DE SUPERFÍCIE
[0095] Em conformidade com o documento no JIS Z 2243 (1998), a dureza de superfície debaixo da camada de superfície foi determinada. A determinação foi realizada com uma esfera de tungstênio dura que tem um diâmetro de 10 mm, e com uma carga de 29419,95 N (3.000 kgf).
TESTE DE IMPACTO CHARPY
[0096] Retirando-se uma peça de teste de cada uma das posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura, em conformidade com o documento JIS Z 2242, o teste foi realizado em uma temperatura de -40 °C. O valor-alvo médio das energias absorvidas da peça de teste nas posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura foi definido como 50 J ou mais.
TESTE DE RACHADURA POR FRAGILIZAÇÃO DE REVENIDO EM BAIXA TEMPERATURA
[0097] Retirando-se uma peça de teste de impacto Charpy em conformidade com a prescrição no documento no JIS Z 2242 da porção central na direção de espessura incluindo uma zona central de segregação, realizando-se um tratamento de aquecimento em uma temperatura de 400 °C por 10 minutos e realizando-se um teste de impacto Charpy em uma temperatura de -196 °C, a superfície de fratura foi observada. Um caso em que uma superfície de fratura intergranular foi reconhecida em uma porção da superfície de fratura foi julgado como um caso de alta sensibilidade à fragilização de revenido em baixa temperatura. Os resultados obtidos são fornecidos na Tabela 3.
[0098] No caso dos exemplos no 1 e no 9 até o no 15, que foram fabricados com o uso de aços A a F dentro da faixa de acordo com a presente invenção e sob as condições de fabricação dentro da faixa de acordo com a presente invenção, foram alcançadas dureza de superfície e tenacidade à baixa temperatura satisfatórias, e uma superfície de fratura intergranular não foi reconhecida no teste de rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura.
[0099] Os exemplos no 2 até no 8 foram fabricados com o uso dos aços A dentro da faixa de acordo com a presente invenção e sob as condições de fabricação fora da faixa de acordo com a presente invenção. No caso do exemplo no 2, em que a redução de laminação cumulativa em uma faixa de temperatura de 950 °C ou superior foi menor que a faixa de acordo com a presente invenção, e em que a redução de laminação cumulativa em uma faixa de temperatura inferior a 940 °C foi maior que a faixa de acordo com a presente invenção, a dureza de superfície não satisfez o valor-alvo. No caso do exemplo no 3, em que a redução de laminação cumulativa em uma faixa de temperatura inferior a 940 °C foi maior que a faixa de acordo com a presente invenção, a dureza de superfície não satisfez o valor-alvo. No caso do exemplo no 4, em que a redução de laminação cumulativa em uma faixa de temperatura inferior a 940 °C foi menor que a faixa de acordo com a presente invenção, a tenacidade à baixa temperatura não satisfez o valor-alvo, e uma superfície de fratura intergranular foi reconhecida no teste de rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura. No caso do exemplo no 5, em que a temperatura de entrega de acabamento de laminação a quente foi superior à faixa de acordo com a presente invenção, a tenacidade à baixa temperatura não satisfez o valor-alvo, e uma superfície de fratura intergranular foi reconhecida no teste de rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura. No caso do exemplo no 6, em que a temperatura de entrega de acabamento de laminação a quente foi inferior à faixa de acordo com a presente invenção, e em que, portanto, a temperatura inicial de resfriamento também foi inferior à temperatura de Ar3, a dureza de superfície não satisfez o valor-alvo. No caso do exemplo no 7, em que a taxa de resfriamento após a laminação a quente ter sido realizada foi menor que a faixa de acordo com a presente invenção, a tenacidade à baixa temperatura não satisfez o valor-alvo. No caso do exemplo no 8, em que a temperatura de interrupção de resfriamento foi superior à faixa de acordo com a presente invenção, a tenacidade à baixa temperatura não satisfez o valor-alvo.
[00100] No caso dos exemplos no 16 e no 17, os aços G e H que contêm C em uma quantidade fora da faixa de acordo com a presente invenção foram usados, respectivamente. No caso do exemplo no 16, a dureza de superfície não satisfez o valor-alvo. No caso do exemplo no 17, uma superfície de fratura intergranular foi reconhecida no teste de rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura. No caso do exemplo no 18, em que o aço I que contém P em uma quantidade fora da faixa de acordo com a presente invenção foi usado, e no caso do exemplo no 19, em que o aço J que contém Mn em uma quantidade fora da faixa de acordo com a presente invenção foi usado, uma superfície de fratura intergranular foi reconhecida no teste de rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura.
[00101] No caso do exemplo no 20, em que o aço K que contém B em uma quantidade fora da faixa de acordo com a presente invenção foi usado, e no caso do exemplo no 21, em que o aço L que tem um valor de DIH fora da faixa de acordo com a presente invenção foi usado, a tenacidade à baixa temperatura foi baixa. No caso do exemplo no 22, em que o aço M que tem um valor de CES fora da faixa de acordo com a presente invenção foi usado, uma superfície de fratura intergranular foi reconhecida no teste de rachadura por fragilização de revenido em baixa temperatura.
Figure img0004
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Claims (4)

1. Placa de aço resistente à abrasão que tem uma dureza de superfície de 350 ou mais e de 450 ou menos em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000), caracterizada pelo fato de que a placa de aço compreende: uma composição química que consiste em, em % em massa, C: 0,100% ou mais e menos que 0,175%, Si: 0,05% ou mais e 1,00% ou menos, Mn: 0,50% ou mais e 1,90% ou menos, P: menos que 0,006%, S: 0,005% ou menos, Al: 0,005% ou mais e 0,100% ou menos, Cr: 0,10% ou mais e 1,00% ou menos, Nb: 0,005% ou mais e 0,024% ou menos, Ti: 0,005% ou mais e 0,050% ou menos, B: 0,0003% ou mais e 0,0030% ou menos, N: 0,0010% ou mais e 0,0080% ou menos, opcionalmente pelo menos um selecionado do grupo que consiste em Mo: 0,05% ou mais e 0,80% ou menos, V: 0,005% ou mais e 0,10% ou menos, Cu: 0,10% ou mais e 1,00% ou menos, e Ni: 0,10% ou mais e 2,00% ou menos, opcionalmente pelo menos um selecionado do grupo que consiste em Ca: 0,0005% ou mais e 0,0040% ou menos, Mg: 0,0005% ou mais e 0,0050% ou menos, e REM: 0,0005% ou mais e 0,0080% ou menos, em que o equilíbrioé Fe e impurezas inevitáveis, a composição química que satisfaz a expressão relacional (1) e a expressão relacional (2), e uma microestrutura em posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura, incluindo uma microestrutura de fase única de martensita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e 60 μm ou menor, ou uma microestrutura misturada de martensita e bainita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e de 60 μm ou menor, e constituinte de martensita-austenita em bainita é menor que 5% em termos de razão de área em relação a toda a microestrutura:
Figure img0007
em que, em ambas as expressões relacionais, símbolos atômicos dos elementos de liga denotam os teores (% em massa) dos elementos correspondentes, e os teores dos elementos que não estão contidos são definidos como 0.
2. Placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a composição química contém, em % em massa, pelo menos um selecionado a partir do grupo que consiste em Mo: 0,05% ou mais e 0,80% ou menos, V: 0,005% ou mais e 0,10% ou menos, Cu: 0,10% ou mais e 1,00% ou menos, e Ni: 0,10% ou mais e 2,00% ou menos.
3. Placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que a composição químicacontém, em % em massa, pelo menos um selecionado a partir do grupo que consiste em Ca: 0,0005% ou mais e 0,0040% ou menos, Mg: 0,0005% ou mais e 0,0050% ou menos, e REM: 0,0005% ou mais e 0,0080% ou menos.
4. Método para fabricar uma placa de aço resistente à abrasão que tem uma dureza de superfície de 350 ou mais e 450 ou menos em termos de dureza de Brinell (HBW 10/3.000), caracterizado pelo fato de que o método compreende: aquecer um material de aço que tem a composiçãoquímica, como definido em qualquer uma das reivindicações 1 a 3, a 1.050°C até 1.200°C, realizar uma laminação a quente com uma redução de laminação cumulativa de 30% ou mais em uma faixa de temperatura de 950°C ou mais e uma redução de laminação cumulativa de 30% ou mais e 70% ou menos em uma faixa de temperatura inferior a 940°C, terminar a laminação a quente em uma temperatura de superfície de (Ar3 + 80°C) ou superior e (Ar3 + 180°C) ou menos, realizar arrefecimento brusco a partir de uma temperatura de Ar3 ou superior e resfriamento a uma temperatura de 300°C ou inferior a uma taxa de resfriamento de 2°C/s ou maior em uma posição localizada a 1/2 da espessura, em que a placa de aço fabricada tem uma microestrutura em posições localizadas a 1/4 da espessura e a 3/4 da espessura incluindo uma microestrutura de fase única de martensita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e de 60 μm ou menor ou uma microestrutura misturada de martensita e bainita que tem um diâmetro de grão de austenita anterior médio de 20 μm ou maior e de 60 μm ou menor e um constituinte de martensitaaustenita em bainita que é menor que 5% em termos de razão de área em relação a toda a microestrutura.
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