BR112017007136B1

BR112017007136B1 - placa de aço para tubo de linha, método para fabricar a mesma, e tubo de aço para tubo de linha

Info

Publication number: BR112017007136B1
Application number: BR112017007136-3A
Authority: BR
Inventors: Hitoshi Sueyoshi; Nobuyuki Ishikawa; Shigeru Endo
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2014-10-07
Filing date: 2015-10-02
Publication date: 2021-05-04
Also published as: BR112017007136A2; JP6288288B2; WO2016056216A1; JPWO2016056216A1

Abstract

Trata-se de uma placa de aço para um tubo de linha que tem excelente resistência ao craqueamento induzido por hidrogênio de uma parte central segregada e na qual os efeitos de reforço de TMCP em resistência e tenacidade são utilizados adequadamente. A composição da presente invenção é, principalmente, bainita e contém, em % em massa e em uma relação predeterminada, 0,02 a 0,10% de C, 0,01 a 0,50% de Si, 0,10 a 1,0% de Mn, 0,015% ou menos de P, 0,0020% ou menos de S, 0,0002 a 0,0050% de Ca, 0,03 a 0,15% de Nb, 0,002 a 0,070% de Ti, 0,002 a 0,080% de Al e 0,001 a 0,008% de N.

Description

Campo da Técnica

[001] Esta revelação refere-se a uma placa de aço para tubos de linha de alta resistência que é altamente resistente ao craqueamento induzido por hidrogênio, e a um método para produzir a mesma.

Antecedentes

[002] Os tubos de linha usados para transportar óleo bruto ou gás natural que contém sulfeto de hidrogênio são exigidos para serem elevados não apenas em resistência, tenacidade e soldabilidade, mas também na denominada resistência ácida, tal como resistência ao cra- queamento induzido por hidrogênio (também denominada "resistência HIC") e resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão ("resistência SCC"). O craqueamento induzido por hidrogênio (também denominado "HIC") faz com que íons de hidrogênio sejam adsorvidos na superfície de um material de aço através de uma reação de corrosão, permeiem no aço como hidrogênio atômico e se difundam e se acumulem ao redor de inclusões não metálicas, tal como MnS ou fases secundárias duras no aço para elevar a pressão interna, desse modo, induzindo o craqueamento.

[003] A respeito de placas de aço para tubos de linha que têm excelente resistência ácida, JPS6160866A (PTL 1) e JPS61165207A (PTL 2) descrevem aços que são excelentes em resistência HIC com formação suprimida de estruturas endurecidas, tais como constituinte de martensita e austenita que serve como a origem dos craqueamen- tos na área de segregação central, martensita e bainita fornecem trajetórias de propagação para craqueamentos ou similares. Esses aços são obtidos reduzindo-se elementos que têm uma alta tendência de segregação (tais como C, Mn e P) e realizando-se tratamento por imersão durante uma etapa de aquecimento de placa e resfriamento acelerado no meio da transformação durante uma etapa de resfriamento.

[004] Adicionalmente, como uma técnica para evitar craqueamen- to induzido por hidrogênio, JPS54110119A (PTL 3) descreve um método para produzir um aço para tubos de linha excelente em resistência HIC e com ocorrência/propagação suprimida de craqueamentos adicionando-se Ca e Ce em quantidades adequadas em relação ao teor de S para suprimir a geração de MnS acicular e para converter MnS em pequenas inclusões esféricas finamente dispersas com menos concentração de tensão.

[005] Ademais, JP4700740B (PTL 4) e JP4700741B (PTL 5) des crevem aços excelentes em resistência HIC e com geração suprimida de ferrita poligonal ou NbC grosso que são obtidos controlando-se o teor de C e o teor de Mn ou Nb, juntamente com a adição de uma quantidade adequada de Ca.

Lista de Citação Literatura de Patente

[006] PTL 1: JPS6160866A

[007] PTL 2: JPS61165207A

[008] PTL 3: JPS54110119A

[009] PTL 4: JP4700740B

[0010] PTL 5: JP4700741B

Sumário Problema da Técnica

[0011] As placas de aço de alta resistência usadas para tubos de linha são fabricadas, frequentemente, pelo denominado TMCP (processo de controle termomecânico) que usa laminação controlada e resfriamento acelerado. O resfriamento acelerado pode fornecer uma placa de aço de alta resistência com uma microestrutura relativamente alta em sensibilidade ao craqueamento, tal como bainita ou ferrita acicular. É importante, então, suprimir a formação de bainita grossa e compacta ou constituinte de martensita e austenita com alta sensibilidade ao craqueamento, especialmente na área de segregação central. Todas as técnicas propostas nas literaturas de patente acima para aperfeiçoar a resistência HIC são supostas a suprimir os craqueamen- tos na área de segregação central, porém, ainda são insuficientes para aperfeiçoar a resistência HIC de placas de aço de alta resistência em termos de redução de segregação central e um controle de segregação mais rigoroso é necessário. Adicionalmente, se restrições são aplicadas aos componentes e às condições de fabricação conforme especificadas por essas literaturas de patente, uma resistência suficiente e efeito de aperfeiçoamento de tenacidade podem não ser alcançados por TMCP ou os custos de fabricação podem aumentar.

[0012] Portanto, para aperfeiçoar a resistência HIC de uma placa de aço de alta resistência, há uma demanda para o fornecimento de resistência e tenacidade suficientes, otimização de projeto composici- onal para habilitar a supressão significativa de segregação central e controle microestrutural para diminuir a sensibilidade ao craqueamento na área de segregação central.

[0013] Pode ser útil, então, fornecer uma placa de aço para tubos de linha que é altamente resistente ao craqueamento induzido por hi-drogênio na área central de segregação e que utiliza totalmente a resistência e a tenacidade que aperfeiçoam o efeito obtido pelo TMCP.

Solução para o Problema

[0014] Os recursos principais da presente revelação são os se guintes. 1. Uma placa de aço para tubos de linha que compreende: uma composição química que contém (consiste em), em % em massa, C: 0,02% a 0,10%, Si: 0,01% a 0,50%, Mn: 0,10% a 1,0%, P: 0,015% ou menos, S: 0,0020% ou menos, Ca: 0,0002% a 0,0050%, Nb: 0,03% a 0,15%, Ti: 0,002% a 0,070%, Al: 0,002% a 0,080%, N: 0,001% a 0,008% e o saldo consiste em Fe e impurezas incidentes, em que a composição química tem um valor de CP representado em % em massa pela seguinte fórmula (1) de 0,85 ou menos, e uma razão do teor de Mn para o teor de Nb expressa como [Mn] / [Nb], o que satisfaz a seguinte fórmula (2): CP = 4,46 [C] + 2,37 [Mn] / 6 + 22,36 [P] (1) 0,8 < [Mn] / [Nb] < 25 (2) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço; e uma microestrutura composta, principalmente, de bainita. 2. A placa de aço para tubos de linha, de acordo com 1., em que a composição química contém adicionalmente, em % em massa, um ou mais selecionados a partir do grupo que consiste em Cu: 0,01% a 0,50%, Ni: 0,01% a 0,50%, Cr: 0,01% a 0,50%, Mo: 0,01% a 0,50% e V: 0,002% a 0,10%, em que a composição química tem um valor de CP repre- sentado em % em massa pela seguinte fórmula (3) de 0,85 ou menos: CP = 4,46 [C] + 2,37 [Mn] / 6 + [1,74 [Cu] + 1,7 [Ni]] / 15 + [1,18 [Cr] + 1,95 [Mo] + 1,74 [V]] / 5 + 22,36 [P] (3) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço. 3. A placa de aço para tubos de linha, de acordo com 1. ou 2., em que a composição química contém adicionalmente, em % em massa, um ou mais selecionados a partir do grupo que consiste em B: 0,0002% a 0,005%, REM: 0,0002% a 0,050% e Mg: 0,0002% a 0,005%. 4. A placa de aço para tubos de linha, de acordo com qualquer um dentre 1. a 3., em que a composição química tem adicionalmente um valor de PCM representado em % em massa pela seguinte fórmula (4) de 0,16 ou menos. PCM = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B] (4) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço. 5. A placa de aço para tubos de linha, de acordo com qualquer um dentre 1. a 4., em que a composição química tem uma razão do teor de Ti para o teor de N expressa como [Ti] / [N], o que satisfaz a seguinte fórmula (5): 1,0 < [Ti] / [N] < 4,0 (5) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço. 6. Um método para produzir uma placa de aço para tubos de linha, em que o método compreende: aquecer uma placa de aço que compreende a composição química, conforme definido em qualquer um dentre 1. a 5., até uma temperatura de 1000°C a 1300°C; laminar a quente a placa de aço para formar uma placa laminada a quente com uma temperatura de acabamento de laminação que é definida em ou acima de Ar3; e resfriar a placa laminada a quente a partir de uma temperatura em ou acima de (Ar3 - 10°C) para uma faixa de temperatura de 200°C a 600°C em uma taxa de resfriamento de 5°C/s ou maior. 7. Um tubo ou cano de aço para tubos de linha formados a partir da placa de aço, conforme definido em qualquer um dentre 1. a 5.

Efeito Vantajoso

[0015] De acordo com a presente revelação, se torna possível for necer uma placa de aço para tubos de linha que têm alta resistência e alta tenacidade e excelente resistência HIC. Adicionalmente, visto que um tubo ou cano de aço tem alta resistência e alta tenacidade e excelente resistência HIC quando produzido com a placa de aço para tubos de linha de acordo com a revelação, tal tubo ou cano de aço é extremamente adequado para transportar óleo bruto ou gás natural que contém sulfeto de hidrogênio.

Descrição Detalhada

[0016] Para alcançar um saldo favorável de maior resistência HIC e maior resistência e tenacidade das placas de aço de alta resistência, se estudou extensivamente os componentes e as microestruturas de materiais de aço e métodos para produzir as placas de aço. Foi constatado, então, que é extremamente eficaz otimizar o valor de CP da composição química de uma placa de aço em consideração com a segregação de modo a suprimir a segregação e diminuir a sensibilidade ao craqueamento enquanto se garante a alta resistência e, adicionalmente, para fornecer a placa de aço com uma microestrutura de baini- ta homogênea e de grão fino através de reforço de transformação. Em outras palavras, revelou-se que o craqueamento da área de segregação central pode ser suprimido controlando-se estritamente os teores de componentes de liga que são responsáveis por segregar e otimizar a composição química em termos de valores de CP. Em particular, se constatou que alcançando-se uma redução significativa em segregação central e suprimindo-se a formação de inclusões de MnS reduzindo-se o teor de Mn enquanto se utiliza de maneira eficaz Nb, se torna possível, em um processo de fabricação que envolve laminação controlada seguida por resfriamento acelerado, realizar a laminação de uma região de não recristalização em alta temperatura, para aumentar o efeito de reforço de transformação que resulta da transformação de bainita durante o resfriamento acelerado e para alcançar o refinamento de microestrutura.

[0017] Uma placa de aço de alta resistência que tem uma microes- trutura de bainita conforme descrita acima, com um teor de Mn reduzido e que utiliza de maneira eficaz Nb, pode ter uma microestrutura homogênea na qual a segregação central é notavelmente reduzida, a formação de bainita grossa e compacta e constituinte de martensita e austenita com alta sensibilidade ao craqueamento é suprimida, a formação de inclusões de MnS é notavelmente suprimida e a resistência resultante ao craqueamento é tão alta que a ocorrência de HIC pode ser suprimida. Adicionalmente, a placa de aço que tem uma microes- trutura de bainita homogênea e de grão fino com segregação central notavelmente reduzida pode ter baixa sensibilidade ao craqueamento em zonas de soldadura e tenacidade aumentada em zonas termica- mente afetadas. Adicionalmente, fazendo completamente uso tanto do efeito de ampliar as regiões de não recristalização através da adição de uma alta concentração de Nb quanto o efeito de reforço de transformação que resulta da transformação de bainita durante resfriamento acelerado, é possível alcançar uma produção altamente eficiente laminando-se em alta temperatura enquanto se aumenta a resistência e a tenacidade.

[0018] Uma placa de aço para tubos de linha de acordo com a re velação será descrita em detalhes abaixo. Na placa de aço revelada no presente documento, é importante definir a composição química e a estrutura metálica (microestrutura). Primeiramente, os componentes da composição química serão explicados em ordem.

Composição Química

[0019] O seguinte explica as razões para as limitações no teor de cada componente na composição química. Quando componentes são expressos em "%", isso se refere a "%em massa" a menos que seja especificado de outra forma. C: 0,02% a 0,10%

[0020] C é um elemento eficaz para aperfeiçoar a resistência de aço. Se o teor for menor que 0,02%, no entanto, a resistência suficiente não pode ser obtida. Por outro lado, adicionar mais que 0,10% de C reduz a tenacidade de aço base e a tenacidade de zona termicamente afetada, e aumenta a dureza na área de segregação central, e a resistência HIC se deteriora. Portanto, o teor é definido em uma faixa de 0,02% a 0,10%. A partir da perspectiva de tenacidade de zona termi- camente afetada e resistência HIC, o teor de C é, preferencialmente, 0,02% ou mais e 0,08% ou menos. Si: 0,01% a 0,50%

[0021] Si é adicionado para o propósito de desoxidação. Se o teor for menor que 0,01%, no entanto, o efeito desoxidante será insuficiente. Por outro lado, adicionar mais que 0,50% de Si reduz a tenacidade de aço base e a tenacidade de zona termicamente afetada. Portanto, o teor de Si é definido em uma faixa de 0,01% a 0,50%. A partir da pers-pectiva de tenacidade de zona termicamente afetada, o teor de Si é, preferencialmente, 0,01% ou mais e 0,40% ou menos. Mn: 0,10% a 1,0%

[0022] Mn é um dentre os elementos importantes para a revela ção. Especialmente, Mn é adicionado para o propósito de garantir re-sistência e tenacidade. Se o teor for menor que 0,10%, no entanto, esse efeito é insuficiente. Por outro lado, se o teor de Mn for maior que 1,0%, a segregação central se torna aparente e regiões segregadas se endurecem durante o resfriamento acelerado, o que pode resultar em deterioração de tenacidade de zona termicamente afetada e resistência HIC. Mn é um elemento que constitui uma causa principal de segregação central. Dessa forma, reduzir o teor de Mn pode reduzir consideravelmente a segregação central, suprimir a formação de inclusões de MnS e aperfeiçoar a resistência HIC. Portanto, o teor de Mn é definido em uma faixa de 0,10% a 1,0%. Em particular, a partir da perspectiva de resistência HIC, o teor de Mn é, preferencialmente, 0,10% ou mais e 0,80% ou menos. A partir da perspectiva de assegurar resistência e tenacidade, e reduzir os custos de fabricação, o teor de Mn é, preferencialmente, 0,20% ou mais e 0,80% ou menos. O teor de Mn é, mais preferencialmente, 0,30% ou mais e 0,80% ou menos. P: 0,015% ou menos

[0023] P é um elemento de impureza incidente, que diminui a sol- dabilidade e aumenta a dureza na área de segregação central, o que leva à deterioração de tenacidade de zona termicamente afetada e resistência HIC. Portanto, o teor de P é restringido dentro de uma faixa para não exceder 0,015% para além disso a tendência acima será mais acentuada, isto é, o teor de P é limitado a 0,015% ou menos. Em particular, a partir da perspectiva de resistência HIC, o teor de P é, preferencialmente, 0,010% ou menos. S: 0,0020% ou menos

[0024] Em geral, o teor de S mais baixo é mais preferível visto que S forma inclusões de MnS em aço e deteriora a resistência HIC. Adici-onalmente, visto que S segrega em fronteiras de grão e diminui a resistência de fronteira de grão, o mesmo reduz a tenacidade de aço base e a tenacidade de zona termicamente afetada. Se o teor de S for reduzido a 0,0020% ou menos, não haverá quase nenhuma deterioração em resistência HIC e tenacidade devido ao S. Portanto, o teor de S é limitado a 0,0020% ou menos. A partir da perspectiva de resistência HIC, o teor de S é, preferencialmente, 0,0010% ou menos. Ca: 0,0002% a 0,0050%

[0025] Ca é um elemento eficaz para aperfeiçoar resistência HIC através de controle morfológico de inclusões de sulfeto. Se o teor for menor que 0,0002%, no entanto, esse efeito é insuficiente. Por outro lado, adicionar mais que 0,0050% de Ca não aumenta o efeito acima, e provoca uma diminuição na limpeza do aço, e acaba deteriorando a resistência HIC. Portanto, o teor de Ca é definido em uma faixa de 0,0002% a 0,0050%. A partir da perspectiva de resistência HIC, o teor de Ca é, preferencialmente, 0,0005% ou mais e 0,0040% ou menos. Nb: 0,03% a 0,15%

[0026] Nb é um dentre os elementos muito importantes para a re velação. Adicionar Nb pode aumentar de maneira eficaz a resistência através de reforço de transformação e alcançar o refinamento de mi- croestrutura. Visto que Nb é um elemento eficaz para ampliar regiões de não recristalização e para alcançar reforço de transformação, o mesmo aumenta o efeito de reforço de transformação e refinamento de microestrutura obtido por TMCP. O reforço de transformação realçado e o refinamento de grãos na microestrutura alcançados pela adição de uma alta concentração de Nb podem aumentar resistência e tenacidade, e permitem a produção altamente eficiente por laminação em alta temperatura. Se o teor for menor que 0,03%, no entanto, esse efeito é insuficiente. Por outro lado, se o teor for maior que 0,15%, o precipitado de Nb grosso permanece, o que provoca uma deterioração em resistência HIC e uma redução em tenacidade de aço base e tenacidade de zona termicamente afetada. Portanto, o teor de Nb é definido em uma faixa de 0,03% a 0,15%. A partir das perspectivas de realçar o reforço de transformação pela adição de Nb e aumentar o efeito de refinamento de microestrutura, o teor de Nb é, preferencialmente, 0,04% ou mais e 0,15% ou menos. O teor de Nb é, mais preferencialmente, 0,05% ou mais e 0,15% ou menos. A partir das perspectivas de utilizar totalmente o efeito de ampliamento de região de não recristali- zação e o reforço de transformação alcançados pela adição de Nb, e que suprime uma deterioração em resistência HIC e uma redução em tenacidade de aço base e tenacidade de zona termicamente afetada, o teor de Nb é, preferencialmente, 0,07% ou mais e 0,12% ou menos. Ti: 0,002% a 0,070%

[0027] Ti é um elemento que contribui para um aumento em resis tência, um aperfeiçoamento em tenacidade de aço base e um aperfei-çoamento em tenacidade de zona termicamente afetada. Em particular, Ti é um elemento eficaz para suprimir crescimento de grão em uma faixa de alta temperatura formando-se precipitados com N e aperfeiçoando-se a tenacidade de zona termicamente afetada. Para obter esse efeito, o teor de Ti é definido em 0,002% ou mais. No entanto, a adição excessiva deteriora soldabilidade e resistência HIC. Portanto, quando Ti é adicionado, o limite superior para o teor de Ti é 0,070%. A partir da perspectiva de tenacidade de zona termicamente afetada, o teor de Ti é, preferencialmente, 0,005% ou mais e 0,050% ou menos. Al: 0,002% a 0,080%

[0028] Al é adicionado como um desoxidante, ainda, um teor de Al abaixo de 0,002% é ineficaz. Por outro lado, adicionar Al para além de 0,080% provoca uma diminuição na limpeza do aço e uma redução em tenacidade de aço base e tenacidade de zona termicamente afetada. Portanto, o teor de Al é definido em uma faixa de 0,002% a 0,080%. A partir da perspectiva de tenacidade de aço base e tenacidade de zona termicamente afetada, o teor de Al é, preferencialmente, 0,010% ou mais e 0,060% ou menos. N: 0,001% a 0,008%

[0029] Conforme afirmado acima, N é um elemento que suprime o crescimento de grão em uma faixa de alta temperatura formando-se precipitados com Ti e que contribui para o aperfeiçoamento de tenacidade de zona termicamente afetada. Se o teor de N for menor que 0,001%, no entanto, esse efeito é insuficiente. Por outro lado, adicionar excessivamente N para além de 0,008% pode reduzir tenacidade de zona termicamente afetada, o que provoca craqueamento de placa durante o processo de produção de aço. Portanto, o teor de N é definido em uma faixa de 0,001% a 0,008%. A partir da perspectiva de tenacidade de zona termicamente afetada, o teor de N é, preferencialmente, 0,002% ou mais e 0,006% ou menos.

[0030] Adicionalmente, é importante ajustar a composição química básica descrita acima para uma faixa composicional na qual a composição química tem um valor de CP representado em% em massa pela seguinte fórmula (1) de 0,85 ou menos: CP = 4,46 [C] + 2,37 [Mn] / 6 + 22,36 [P] (1) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço.

[0031] O valor de CP representado pela formula (1) é usado para estimar as propriedades de material na área de segregação central a partir do teor de cada elemento de liga. Como o valor de CP é maior, a concentração e a dureza de componente na área de segregação cen tral aumentam. Definindo-se esse valor de CP em 0,85 ou menos, se torna possível diminuir a sensibilidade ao craqueamento na área de segregação central e suprimir a ocorrência de craqueamento em um teste HIC em um ambiente ácido rigoroso.

[0032] Em particular, de acordo com a presente revelação na qual o reforço de transformação e o refinamento de grãos na microestrutura podem ser alcançados reduzindo-se o teor de Mn e adicionando-se uma alta concentração de Nb, quando o valor de CP é definido em 0,85 ou menos, não só a formação de bainita grossa e compacta ou constituinte de martensita e austenita com alta sensibilidade ao cra- queamento é suprimida, mas também a formação de inclusões de MnS pode ser notavelmente reduzida. Consequentemente, a resistência extremamente alta ao craqueamento pode ser obtida e a ocorrência de HIC pode ser suprimida.

[0033] Visto que a dureza na área de segregação central diminui com um valor de CP menor, é desejável definir o limite superior para CP em 0,80 quando maior resistência HIC é exigida. O valor de CP é, mais preferencialmente, 0,75 ou menos.

[0034] Adicionalmente, é importante ajustar a composição química básica descrita acima para uma faixa composicional na qual a composição química tem uma razão do teor de Mn para o teor de Nb expressa como [Mn] / [Nb], o que satisfaz a seguinte fórmula (2): 0,8 < [Mn] / [Nb] < 25 (2) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço.

[0035] Mn é um elemento que constitui uma causa principal de se gregação central e promove endurecimento na área de segregação central, o que leva à deterioração de resistência HIC e tenacidade de zona termicamente afetada. Em particular, quando precipitados per- manecem na área de segregação central, a deterioração na área de segregação central se torna acentuada. É verificado aqui que Nb é um elemento que contribui de maneira eficaz para um aumento em reforço de transformação e refinamento de microestrutura, ainda, quando Mn segrega, Nb também segrega mais facilmente, o que levanta uma preocupação em que precipitados de Nb grosso possam permanecer na área de segregação central endurecida. Controlando-se tal segregação de Mn e precipitados de Nb na área de segregação central, se torna possível diminuir a sensibilidade ao craqueamento na área de segregação central. Portanto, de modo a suprimir a deterioração de resistência HIC e tenacidade de zona termicamente afetada provocadas por precipitados de Nb na área de segregação central, é importante controlar adequadamente a correlação entre os teores de Mn e Nb. Especialmente, quando a razão do teor de Mn para o teor de Nb, expressa como [Mn] / [Nb] é menor que 0,8, os precipitados de Nb grosso tendem a permanecer na área de segregação central e a resistência HIC e a tenacidade de zona termicamente afetada deterioram. Quando [Mn] / [Nb] excede 25, o efeito de refinamento de microestru- tura de bainita se reduz, o endurecimento na área de segregação central se torna significativo e a sensibilidade ao craqueamento associada aos precipitados de Nb aumenta, o que provoca deterioração de resistência HIC e tenacidade de zona termicamente afetada. Portanto, a razão do teor de Mn para o teor de Nb é definida na faixa de 0,8 < [Mn] / [Nb] < 25. A partir da perspectiva de resistência HIC e tenacidade de zona termicamente afetada, a razão é, preferencialmente, 2,0 < [Mn] / [Nb] < 20. A razão é, mais preferencialmente, 4,0 < [Mn] / [Nb] < 16.

[0036] Adicionalmente aos componentes básicos descritos acima, quando é necessário aumentar adicionalmente a resistência, tenacidade de aço base e tenacidade de zona termicamente afetada da placa de aço, a composição química pode conter adicionalmente um ou mais selecionados, conforme exigido, a partir do grupo que consiste em Cu: 0,01% a 0,50%, Ni: 0,01% a 0,50%, Cr: 0,01% a 0,50%, Mo: 0,01% a 0,50% e V: 0,002% a 0,10%. Cu: 0,01% a 0,50%

[0037] Cu é um elemento eficaz para aperfeiçoar tenacidade de aço base e aumentar resistência. Para obter esse efeito, o teor de Cu é, preferencialmente, 0,01% ou mais. No entanto, a adição excessiva deteriora a soldabilidade. Portanto, quando Cu é adicionado, o limite superior para o teor de Cu é 0,50%. Ni: 0,01% a 0,50%

[0038] Ni é um elemento eficaz para aperfeiçoar tenacidade de aço base e aumentar resistência. Para obter esse efeito, o teor de Ni é, preferencialmente, 0,01% ou mais. No entanto, a adição excessiva é desvantajosa em termos de custo e provoca uma redução em tenacidade de zona termicamente afetada. Portanto, quando Ni é adicionado, o limite superior para o teor de Ni é 0,50%. Cr: 0,01% a 0,50%

[0039] Cr é um elemento eficaz para aperfeiçoar tenacidade de aço base e aumentar resistência. Para obter esse efeito, o teor de Cr é, preferencialmente, 0,01% ou mais. No entanto, a adição excessiva deteriora a soldabilidade. Portanto, quando Cr é adicionado, o limite superior para o teor de Cr é 0,50%. Mo: 0,01% a 0,50%

[0040] Mo é um elemento eficaz para aperfeiçoar tenacidade de aço base e resistência. Para obter esse efeito, o teor de Mo é, prefe-rencialmente, 0,01% ou mais. Por outro lado, a adição excessiva deteriora a soldabilidade. Portanto, quando Mo é adicionado, o limite superior para o teor de Mo é 0,50%. V: 0,002% a 0,10%

[0041] V é um elemento eficaz para aumentar a resistência. Para obter esse efeito, o teor de V é, preferencialmente, 0,002% ou mais. Por outro lado, a adição excessiva deteriora a soldabilidade. Portanto, quando V é adicionado, o limite superior para o teor de V é 0,10%.

[0042] Quando um ou mais componentes selecionados de maneira adequada a partir do grupo acima de elementos opcionais estão contidos no aço, um valor de CP é calculado pela seguinte fórmula (3): CP = 4,46 [C] + 2,37 [Mn] / 6 + [1,74 [Cu] +1,7 [Ni]] / 15 + [1,18 [Cr] + 1,95 [Mo] + 1,74 [V]] / 5 + 22,36 [P] (3) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço. Para as razões descritas acima, é importante ajustar a composição química para uma faixa de modo que o valor de CP seja 0,85 ou menos. Se resistência HIC ainda maior for exigida, o limite superior para o valor de CP é, desejavelmente, 0,80. Mais preferencialmente, o valor de CP é 0,75 ou menos.

[0043] Se for necessário aperfeiçoar a resistência, tenacidade de aço base e tenacidade de zona termicamente afetada da placa de aço, a composição química pode conter adicionalmente, conforme necessário, um ou mais selecionados a partir do grupo que consiste em B: 0,0002% a 0,005%, REM: 0,0002% a 0,050% e Mg: 0,0002% a 0,005%. B: 0,0002% a 0,005%

[0044] B é um elemento que contribui com o aumento de resistên cia. Para obter esse efeito, o teor de B é, preferencialmente, 0,0002% ou mais. No entanto, a adição excessiva deteriora tenacidade de aço base e tenacidade de zona termicamente afetada. Portanto, quando B é adicionado, o limite superior para o teor de B é 0,005%. REM: 0,0002% a 0,050%

[0045] REM é um elemento para aperfeiçoar tenacidade de zona termicamente afetada. Para obter esse efeito, o teor de REM é, prefe-rencialmente, 0,0002% ou mais. Por outro lado, a adição excessiva deteriora tenacidade de zona termicamente afetada. Portanto, quando REM é adicionado, o limite superior para o teor de REM é 0,050%. Mg: 0,0002% a 0,005%

[0046] Mg é um elemento para aperfeiçoar tenacidade de zona termicamente afetada. Para obter esse efeito, o teor de Mg é, prefe-rencialmente, 0,0002% ou mais. No entanto, a adição excessiva deteriora tenacidade de zona termicamente afetada. Portanto, quando Mg é adicionado, o limite superior para o teor de Mg é 0,005%.

[0047] Além disso, é preferível ajustar a composição química des crita acima para uma faixa composicional na qual a composição química tem um valor de PCM representado em% em massa pela seguinte fórmula (4) de 0,16 ou menos: PCM = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B] (4) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço.

[0048] O valor de PCM representado pela fórmula (4) é um parâ metro de craqueamento de solda. É possível assegurar boa tenacidade de zona termicamente afetada ajustando-se a composição química para uma faixa na qual o valor de PCM é 0,16 ou menos. A partir da perspectiva de tenacidade de zona termicamente afetada, o valor de PCM é, preferencialmente, 0,14 ou menos e, mais preferencialmente, 0,12 ou menos.

[0049] Além disso, é preferível ajustar a composição química des crita acima para uma faixa composicional na qual a composição química tem uma razão do teor de Ti para o teor de N expressa como [Ti] / [N], o que satisfaz a seguinte fórmula (5): 1,0 < [Ti] / [N] < 4,0 (5) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço.

[0050] Ti e N aperfeiçoam tenacidade de zona termicamente afe tada formando-se precipitados de TiN para suprimir o engrossamento de grãos em zonas de soldadura. Para obter de maneira suficiente esse efeito, é importante controlar a correlação entre os teores de Ti e N. Especialmente, quando [Ti] / [N] é menor que 1,0, a formação de precipitados de TiN é insuficiente e grãos engrossam, o que diminui a tenacidade de zona termicamente afetada. Quando [Ti] / [N] excede 4,0, os precipitados de TiN engrossam e o efeito de ancoramento nas fronteiras de grão diminuem, de modo que o engrossamento de grãos não possa ser suprimido, com o resultado em que a tenacidade de zona termicamente afetada e resistência HIC se deterioram. A partir da perspectiva de tenacidade de zona termicamente afetada, uma faixa preferencial é 1,5 < [Ti] / [N] < 4,0. Uma faixa mais preferencial é 2,0 < [Ti] / [N] < 4,0.

[0051] O saldo, diferente do acima, consiste em Fe e impurezas incidentes. No entanto, não há intenção nessa expressão de impedir a inclusão de outros elementos vestigiais, sem que se prejudique a ação ou o efeito da presente revelação. Por exemplo, até 0,0030% de O pode ser permitido como uma impureza incidente. Estrutura Metálica (Microestrutura)

[0052] A placa de aço de alta resistência de acordo com a revela ção tem uma estrutura metálica (microestrutura) composta, principalmente, de bainita. A razão é que em uma placa de aço com uma estrutura de dupla fase, o hidrogênio se acumula facilmente em uma interface bifásica e tal interface fornece uma trajetória de propagação para os craqueamentos, com o resultado em que a placa de aço se torna inferior em resistência HIC.É importante, dessa forma, para a placa de aço ter uma microestrutura homogênea composta, principalmente, de bainita. Em particular, visto que a segregação central é notavelmente reduzida, conforme descrito acima de acordo com a revelação, a baini- ta grossa e compacta ou o constituinte de martensita e austenita com alta sensibilidade ao craqueamento não é formado mesmo na área de segregação central, e a placa de aço tem uma microestrutura homogênea de bainita. Além disso, a microestrutura de bainita da placa de aço, de acordo com a revelação, é uma microestrutura de bainita homogênea e de grão fino que se transforma durante o resfriamento acelerado e exibe excelente resistência e tenacidade através de reforço de transformação. A placa de aço que tem uma microestrutura de bai- nita homogênea e de grão fino, de acordo com a revelação, com segregação central notavelmente reduzida é baixa em sensibilidade ao craqueamento e é excelente não apenas em resistência, tenacidade de aço base e tenacidade de zona termicamente afetada, mas também em resistência HIC.

[0053] Verifica-se que a microestrutura de bainita, de acordo com a revelação, inclui uma estrutura denominada ferrita bainítica ou ferrita granular que se transforma durante ou após o resfriamento acelerado, o que contribui para o reforço de transformação. A razão é que a ferrita formada em uma temperatura igual ou inferior à temperatura inicial de resfriamento durante ou após o resfriamento acelerado mostra um comportamento de transformação bainítica em um estado super- resfriado e, portanto, exibe excelente resistência e tenacidade através de reforço de transformação. Em outras palavras, a ferrita bainítica e a ferrita granular produzidas durante ou após o resfriamento acelerado são superiores em resistência e tenacidade se comparadas com ferrita poligonal comum na qual as fronteiras de grão formadas antes do resfriamento acelerado são suaves e definidas.

[0054] Quando uma ou mais diferentes estruturas metálicas, tais como ferrita, martensita, perlita, austenita retida e constituinte de mar- tensita e austenita (MA), são misturadas na microestrutura de bainita, a acumulação de hidrogênio ou a concentração de tensão em uma interface bifásica tende a provocar HIC. Portanto, uma proporção inferior de microestruturas, diferentes da microestrutura de bainita, é mais preferencial. No entanto, se a fração de volume de microestruturas, diferentes da microestrutura de bainita, é suficientemente baixa, a influência das mesmas é desprezível. Especialmente, não há influência significativa quando a fração de volume total de estruturas metálicas (uma ou mais selecionadas a partir de ferrita, martensita, perlita, austenita retida ou constituinte de martensita e austenita (MA)), diferentes da microestrutura de bainita, é menor que 5%. Dessa forma, conforme usada no presente documento, a microestrutura composta, principalmente, de bainita refere-se a uma microestrutura na qual a fase de bainita é 95% ou mais em fração de volume. Em particular, a partir da perspectiva de resistência HIC, o constituinte de martensita e austenita (MA) é, mais preferencialmente, 3% ou menos. Nesse caso, a ferrita classificada como uma estrutura metálica diferente da microestrutura de bainita é uma ferrita formada antes do resfriamento acelerado.

[0055] A seguir, as condições para fabricar uma placa de aço para tubos de linha, de acordo com a revelação, são descritas. Na seguinte descrição, assume-se que a temperatura é a temperatura média na direção de espessura da placa ("slab") ou placa de aço ("steel plate"). Temperatura de Aquecimento de Placa: 1000oC a 1300oC

[0056] Uma temperatura de aquecimento de placa abaixo de 1000oC leva à dissolução insuficiente de carbonetos e a resistência exigida não pode ser obtida. Adicionalmente, os carbonetos grossos restantes deterioram a tenacidade de aço base e resistência HIC. Por outro lado, uma temperatura de aquecimento de placa acima de 1300°C leva a um tamanho de grão aumentado, e a tenacidade de aço base é diminuída. Para aperfeiçoar a resistência e a tenacidade utilizando-se Nb, a temperatura de aquecimento de placa é, mais preferencialmente, 1050°C ou maior e 1250°C ou menor. Temperatura de Acabamento de Laminação a Quente (Temperatura de Acabamento de Laminação): Ar3 ou maior

[0057] A temperatura final de laminação a quente, que também é denominada no presente documento como a "temperatura de acabamento de laminação", é definida em ou acima de Ar3, que é a temperatura inicial de transformação de ferrita durante o resfriamento. Especialmente, quando a temperatura de acabamento de laminação é abaixo de Ar3, ferrita persiste e forma uma estrutura de dupla fase, o que provoca uma deterioração em resistência HIC. A partir da perspectiva de eficiência de produção, laminar em alta temperatura é preferível e a temperatura de acabamento de laminação é, preferencialmente, 800°C ou maior. A temperatura de Ar3 pode ser determinada por: Ara = 910 - 310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 15 [Cr] - 55 [Ni] - 80 [Mo] (6) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço.

[0058] Após conclusão da laminação a quente, a placa de aço é resfriada a partir de uma temperatura em ou acima de (Ar3 - 10°C) para uma faixa de temperatura de 200°C a 600°C em uma taxa de resfriamento de 5°C/s ou maior. Em outras palavras, o resfriamento acelerado é realizado, porque um efeito de reforço de transformação suficiente não pode ser obtido se a placa de aço for permitida ser resfriada naturalmente ou ser gradualmente resfriada após a conclusão da lami- nação. Qualquer linha de resfriamento pode ser usada sem limitação. Temperatura Inicial de Resfriamento: (Ar3 - 10°C) ou Maior

[0059] Quando a temperatura inicial de resfriamento é abaixo de (Ar3 - 10°C), uma grande quantidade de ferrita para além de 5% em fração de volume é formada antes do resfriamento acelerado, o que provoca uma redução significativa em resistência e uma deterioração em resistência HIC. Portanto, a temperatura inicial de resfriamento é definida em ou acima de (Ar3 - 10°C). A partir da perspectiva de alcançar um saldo favorável de resistência e resistência HIC, a temperatura inicial de resfriamento é, mais preferencialmente, definida em ou acima de Ar3. Taxa de Resfriamento: 5 °C/S ou Maior

[0060] Quando a taxa de resfriamento é abaixo de 5°C/s, um efeito de reforço de transformação adequado não pode ser obtido através de transformação de bainita e a resistência e a tenacidade de aço base são diminuídas. Para obter uma microestrutura de bainita homogênea e de grão fino, e um efeito de reforço de transformação suficiente através de transformação de bainita, a taxa de resfriamento após conclusão da laminação é, mais preferencialmente, 10°C/s ou maior. Se a taxa de resfriamento for excessivamente aumentada, no entanto, o endurecimento pode ocorrer na área de segregação central, o que aumenta a sensibilidade ao craqueamento. Portanto, a partir da perspectiva de resistência HIC, o limite superior para a taxa de resfriamento é, preferencialmente, 60°C/s. Temperatura de Interrupção de Resfriamento: 200°C a 600°C

[0061] Após conclusão da laminação a quente, a placa de aço é rapidamente resfriada para uma faixa de temperatura de 200°C a 600°C para formar uma microestrutura composta, principalmente, de bainita. Especialmente, uma temperatura de interrupção de resfriamento abaixo de 200°C forma uma microestrutura de martensita ou um constituinte de martensita e austenita (MA), que abaixa tenacidade de aço base e resistência HIC. Por outro lado, uma temperatura de inter- rupção de resfriamento acima de 600°C leva a um efeito de reforço de transformação insuficiente através de transformação de bainita, que abaixa resistência e tenacidade de aço base, e faz com que a perlita precipite, o que deteriora resistência HIC. A partir da perspectiva de garantir a resistência HIC suficiente e obter um efeito de reforço de transformação suficiente através de transformação bainítica, a temperatura de interrupção de resfriamento é, mais preferencialmente, 250°C ou maior e 550°C ou menor. Tubo ou Cano de Aço

[0062] A placa de aço para tubos de linha descrita acima pode ser formada em um tubo ou cano de aço para tubos de linha adequados para transportar óleo bruto ou gás natural (tais como um tubo ou cano de aço UOE, um tubo ou cano de aço soldado de resistência elétrica ou um tubo ou cano de aço espiral) formando-se a placa de aço em um formato tubular através de formação de dobra por prensa, formação de rolo, formação de UOE ou similares, e que submete o produto tubular à soldagem, seguida por um processo de expansão de tubo ou cano opcional. Por exemplo, um tubo ou cano de aço UOE é produzido realizando-se usinagem de ranhura nas extremidades de uma placa de aço, o que forma a placa de aço em um formato anular através de prensa em C, prensa em U e/ou prensa em O, então, realizando solda de ranhura através de solda por ponto, bem como solda interior e exterior, e que submete o produto ao processo de expansão de tubo ou cano seguinte. O tubo ou cano de aço descrito acima para tubos de linha formados a partir da placa de aço para tubos de linha é excelente em resistência, tenacidade de aço base e tenacidade de zona termi- camente afetada, exibe baixa sensibilidade ao craqueamento mesmo em um ambiente ácido e, dessa forma, tem excelente resistência HIC.

EXEMPLOS

[0063] Aços (ID de aço: A a W) que têm as composições químicas listadas na Tabela 1 foram produzidos em placas por moldagem contínua e as placas obtidas foram usadas para produzir as placas de aço No 1 a No 31 sob as condições listadas na Tabela 2. Especialmente, após ser aquecida e laminada a quente para uma espessura de placa predeterminada, cada placa foi imediatamente resfriada com o uso de uma linha de resfriamento acelerado do tipo de resfriamento por água.

[0064] A estrutura metálica de cada placa de aço obtida dessa forma foi observada sob um microscópio óptico e um microscópio eletrônico de varredura (SEM). Adicionalmente, as propriedades de tração, tenacidade de aço base, tenacidade de zona termicamente afetada e resistência HIC foram medidas para cada placa de aço.

[0065] Os resultados de medição estão listados na Tabela 2.

[0066] Para avaliar as propriedades de tração, testes de tração foram conduzidos com o uso de peças de teste de espessura completa amostradas na direção transversal (uma direção ortogonal à direção de laminação) como peças de teste de tração, e a resistência à tração foi medida. Tenacidade de aço base foi avaliada com base em testes de DWTT a -30°C (propriedades de queda de peso). Tenacidade de zona termicamente afetada foi avaliada com base em testes Charpy com um aparelho reprodutor de ciclos térmicos de solda com o uso de peças de teste que têm uma histerese de calor que corresponde a uma temperatura de aquecimento máxima de 1400 °C e uma entrada de calor de 40 kJ/cm. A resistência HIC foi avaliada com base em testes HIC com duração de imersão de 96 horas em conformidade com o Padrão NACE TM-02-84. A resistência HIC foi determinada "boa" quando nenhum craqueamento foi observado ou "ruim" quando ocorreu craqueamento.

[0067] Nesta revelação, levando-se em conta a variação na fabri cação, as faixas-alvo a serem satisfeitas por uma placa de aço de alta resistência foram definidas como a seguir: (i) a resistência à tração é de 520 MPa ou mais, (ii) a estrutura metálica (microestrutura) é uma microestrutura composta, principalmente, de bainita, (iii) a tenacidade de aço base corresponde a uma porcentagem de fratura dúctil de 85% ou mais, conforme indicado pelo teste de DWTT a -30°C, (iv) a tenacidade de zona termicamente afetada corresponde a uma porcentagem de fratura dúctil de 50% ou mais, conforme indicado pelo teste Charpy a -30°C e (v) nenhum craqueamento foi observado no teste HIC.

[0068] Na Tabela 2, os Nos 1 a 18 são os exemplos, em que cada um dos quais teve uma microestrutura composta, principalmente, de bainita que exibiu boa resistência HIC e teve uma resistência à tração de 520 MPa ou mais, uma porcentagem de fratura dúctil de 85% ou mais, conforme indicado pelo teste de DWTT e uma porcentagem de fratura dúctil de 50% ou mais na zona termicamente afetada, conforme indicado pelo teste Charpy.

[0069] Em contrato, os Nos 19 a 22 são exemplos comparativos, em que cada um dos quais satisfez as faixas composicionais especificadas pela revelação, porém, não cumpriu as condições de fabricação especificadas pela revelação. Esses exemplos comparativos falharam em oferecer resistência à tração suficiente ou foram inferiores em tenacidade de aço base, tenacidade de zona termicamente afetada ou resistência HIC.

[0070] Para o No 19, a resistência à tração foi baixa devido a uma baixa temperatura de aquecimento de placa que resulta em dissolução insuficiente de Nb, que é importante para reforço de transformação que resulta a partir da transformação de bainita, e a resistência e a tenacidade de aço base foram baixas devido a uma alta temperatura de interrupção de resfriamento que evita a formação de uma microestrutu- ra composta, principalmente, de bainita. Para os Nos 20 a 22, a resistência foi insuficiente e uma microestrutura composta, principalmente, de bainita não pôde ser obtida uma vez que as condições de lamina- ção a quente e as condições de resfriamento acelerado estavam fora das faixas especificadas pela revelação, ou a tenacidade de aço base, tenacidade de zona termicamente afetada ou resistência HIC era inferior devido à precipitação de ferrita e perlita ou constituinte de marten- sita e austenita (MA).

[0071] Para os Nos 23 a 31, a tenacidade de aço base, a tenacida de de zona termicamente afetada ou a resistência HIC era inferior uma vez que as composições químicas não satisfizeram as faixas composi- cionais especificadas pela revelação. TABELA 1

TABELA 2

Claims

1. Placa de aço para tubos de linha, caracterizada pelo fato de que compreende: uma composição química que contém, em % em massa, C: 0,02% a 0,10%, Si: 0,01% a 0,50%, Mn: 0,10% a 1,0%, P: 0,015% ou menos, S: 0,0020% ou menos, Ca: 0,0002% a 0,0050%, Nb: 0,03% a 0,15%, Ti: 0,002% a 0,070%, Al: 0,002% a 0,080%, N: 0,001% a 0,008% e o saldo consiste em Fe e impurezas incidentes, em que a composição química tem um valor de CP repre-sentado em % em massa pela seguinte fórmula (1) de 0,85 ou menos, e uma razão do teor de Mn para o teor de Nb expressa como [Mn] / [Nb], o que satisfaz a seguinte fórmula (2): CP = 4,46 [C] + 2,37 [Mn] / 6 + 22,36 [P] (1) 0,8 < [Mn] / [Nb] < 25 (2) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço; e uma microestrutura composta, principalmente, de bainita.

2. Placa de aço para tubos de linha, de acordo com a rei-vindicação 1, caracterizada pelo fato de que a composição química contém adicionalmente, em % em massa, um ou mais selecionados a partir do grupo que consiste em Cu: 0,01% a 0,50%, Ni: 0,01% a 0,50%, Cr: 0,01% a 0,50%, Mo: 0,01% a 0,50% e V: 0,002% a 0,10%, em que a composição química tem um valor de CP repre-sentado em % em massa pela seguinte fórmula (3) de 0,85 ou menos: CP = 4,46 [C] + 2,37 [Mn] / 6 + [1,74 [Cu] + 1,7 [Ni]] / 15 + [1,18 [Cr] + 1,95 [Mo] + 1,74 [V]] / 5 + 22,36 [P] (3) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço.

3. Placa de aço para tubos de linha, de acordo com a rei-vindicação 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que a composição quími-ca contém adicionalmente, em % em massa, um ou mais selecionados a partir do grupo que consiste em Terras raras: 0,0002% a 0,050% e Mg: 0,0002% a 0,005%.

4. Placa de aço para tubos de linha, de acordo com qual-quer uma das reivindicações 1 a 3, caracterizada pelo fato de que a composição química tem adicionalmente um valor de PCM represen-tado em % em massa pela seguinte fórmula (4) de 0,16 ou menos: PCM = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B] (4) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço.

5. Placa de aço para tubos de linha, de acordo com qual-quer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizada pelo fato de que a composição química tem uma razão do teor de Ti para o teor de N ex-pressa como [Ti] / [N], o que satisfaz a seguinte fórmula (5): 1,0 < [Ti] / [N] < 4,0 (5) em que os colchetes indicam o teor em % em massa de um elemento contido nos colchetes e têm um valor de 0 se um elemento contido nos colchetes não for adicionado à placa de aço.

6. Método para produzir uma placa de aço para tubos de li-nha, em que o método é caracterizado pelo fato de que compreende: aquecer uma placa de aço que compreende a composição química, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 5, até uma temperatura de 1.000°C a 1.300°C; laminar a quente a placa de aço para formar uma placa la-minada a quente com uma temperatura de acabamento de laminação que é definida em ou acima de Ar3; e resfriar a placa laminada a quente a partir de uma tempera-tura em ou acima de (Ar3 - 10°C) para uma faixa de temperatura de 200°C a 600°C em uma taxa de resfriamento de 5°C/s ou maior.

7. Tubo ou cano de aço para tubos de linha, caracterizado pelo fato de que é formado a partir da placa de aço, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 5.