BR112018067794B1

BR112018067794B1 - Processo para produzir aço baixa liga contendo cobre

Info

Publication number: BR112018067794B1
Application number: BR112018067794-9A
Authority: BR
Inventors: Yuta Honma; Kunihiko Hashi; Rinzo Kayano; Gen Sasaki; Kokichi UNO
Original assignee: Japan Steel Works M&E, Inc
Priority date: 2016-02-25
Filing date: 2017-02-08
Publication date: 2022-07-19
Also published as: KR20180118117A; JP2017150041A; EP3421630A4; EP3421630A1; WO2017145766A1; US20190055620A1; BR112018067794A2; JP6242415B2; KR20240027879A; EP3421630B1

Abstract

A presente invenção refere-se a um aço de liga leve contendo Cu tendo ex-celente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura. O aço de liga leve contendo Cu tem uma composição química que compreende, em % em massa, C: 0,01 a 0,08%, Si: 0,10 a 0,40%, Mn: 0,80 a 1,80%, Ni: 0,80 a 2,50%, Cr: 0,50 a 1,00 %, Cu: 0,80 a 1,50%, Mo: 0,20 a 0,60%, Al: 0,010 a 0,050%, Nb: 0,030 a 0,080% e N: 0,005 a 0,020%, e ainda compreendendo Ca: 0,010% ou menos conforme ne-cessário, e consistindo em Fe e impurezas inevitáveis como o equilíbrio; tem um limi-te de elasticidade de 0,2% de 525 MPa ou mais. O aço de liga leve contendo Cu tem uma temperatura de transição de aparência de fratura dúctil frágil (FATT) conforme medido pelo teste de impacto Charpy de entalhe em V de -70 ºC ou menos.

Description

CAMPO TÉCNICO

[001]A presente invenção refere-se a um aço baixa liga contendo Cu que possui um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura e é para uso em aplicações onde a tenacidade à baixa temperatura é necessária, e refere-se a um processo para produzir aço baixa liga contendo Cu.

TÉCNICA ANTERIOR

[002]Petróleo e gás natural são amplamente utilizados como principais fontes de energia. Nos últimos anos, a exploração desses recursos está mudando da terra para o mar. Especialmente na exploração de recursos marinhos, cavar em profundidades de água mais profundas do que as plataformas continentais está sendo executado principalmente. Os aços para estruturas marinhas para uso nesta exploração de profundidade muito grande precisam ter não apenas excelente tenacidade à baixa temperatura, mas também alto limite de escoamento do ponto de vista de garantir a segurança.

[003]Os aços para uso em estruturas marinhas que garantem um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade são conhecidos. Estes aços incluem chapas de aço contendo 1,0-1,3% em massa de Cu, como previsto, por exemplo, em ASTM A710, e materiais de aço forjado contendo até 0,43% em massa de Cu, como previsto, por exemplo, em ASTM A707.

[004]Esses aços baseiam-se em um sistema de composição de baixo teor de carbono, e baixo teor de carbono equivalente, no qual a resistência é assegurada pelo envelhecimento por precipitação do cobre e, assim, combina resistência e tenacidade a baixas temperaturas.

[005]O documento não Patente 1 descreve uma melhoria de um sistema de composição com base no grau L5 ASTM A707 e indica que o material melhorado foi temperado e revenido e avaliado quanto à propriedade mecânica. Os resultados da avaliação são explicados aqui. O aço do Documento não Patente 1 tem um FATT de -60 °C, e uma melhoria adicional na tenacidade à baixa temperatura é necessária do ponto de vista de garantir a segurança.

[006]As técnicas convencionais utilizadas para garantir a tenacidade a baixas temperaturas em chapas de aço incluem têmpera direta após a laminagem e laminagem controlada. Por exemplo, o Documento de Patente 1 propõe um processo de produção no qual um valor M * determinado por C, Si, Al, N e B é especificado e a têmpera direta é conduzida após a laminagem, para produzir uma chapa de aço de alta resistência com excelente características do CTOD (deslocamento de abertura da ponta da fissura). O Documento de Patente 1 indica o seguinte valor M *. M * = 5C (%) + 2Si (%) + 20Al (%) + 70N (%) + 1400B (%)

[007]O Documento de Patente 2 propõe um processo para a produção de um aço de alta tensão de baixo teor de C, do tipo de endurecimento por precipitação de Cu, excelente em termos de tenacidade à baixa temperatura e soldabilidade, incluindo laminagem de chapas de aço contendo 0,7-1,5% em massa de Cu à uma temperatura de 900-700 °C e com uma redução de laminagem de 30% ou mais e depois submetendo a placa de aço a um tratamento de precipitação de Cu a uma temperatura na faixa de 500-650 °C para assim produzir o aço de alta tensão.

[008]Resultados de pesquisas sobre uma melhoria na propriedade do material por têmpera intercrítica também foram relatados. Por exemplo, o Documento de Patente 3 propõe um método para a têmpera intercrítica de um aço contendo B, em que os teores de B, N e Ti são especificados e a temperatura para a têmpera intercrítica é especificada, desse modo, produzindo estavelmente um aço de alta tensão tendo uma baixa relação de elasticidade.

[009]O Documento de Patente 4 propõe que uma placa de aço contendo Ni, excelente em termos de tenacidade à baixa temperatura e equilíbrio entre resistência e tenacidade, é produzida por têmpera intercrítica. DOCUMENTOS DA TÉCNICA ANTERIOR DOCUMENTOS DE PATENTE Documento de Patente 1: JP-A-2001-81529 Documento de Patente 2: JP-A-61-149430 Documento de Patente 3: JP-A-5-171263 Documento de patente 4: JP-A-2008-81776 DOCUMENTO NÃO PATENTE Documento não Patente 1: Steel Forgings: Segundo Volume, ASTM STP 1259, p. 196

SUMÁRIO DA INVENÇÃO PROBLEMAS QUE A INVENÇÃO DEVE RESOLVER

[010]Aços tendo não apenas excelente tenacidade à baixa temperatura, mas também alto limite de escoamento estão se tornando necessários também em gran-des estruturas empregando um aço baixa liga contendo Cu, que é extensivamente usado como aço para estruturas marinhas, do ponto de vista da segurança. Este aço baixa liga contendo Cu altera consideravelmente a resistência do material após o envelhecimento, como indicado acima, e é, portanto, difícil alcançar um excelente equilíbrio entre a resistência e a tenacidade à baixa temperatura simplesmente melhorando as condições de revenimento.

[011]Os processos propostos nos Documentos de Patente 1 e 2 requerem, cada um, uma etapa para laminação de refino de grão e, por isso, não podem ser aplicados ao caso em que não é executada nenhuma laminagem ou quando a placa é muito espessa para a laminagem. No Documento de Patente 1, a espessura da placa é de no máximo 120 mm. Consequentemente, os processos de produção pro-postos não podem ser aplicados a processos nos quais nenhuma laminagem é exe-cutada ou a grandes estruturas, incluindo, uma parte de flange tendo uma espessura de 150 mm ou mais.

[012]Além disso, os documentos de Patentes 3 e 4 não definem o teor de Cu, e não mostram claramente um processo de produção para obter um aço baixa liga contendo Cu que, apesar de mudar em resistência após o envelhecimento, tem um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade.

[013]Um objetivo da presente invenção, que foi alcançado nas circunstâncias acima descritas, é proporcionar um aço baixa liga contendo Cu que tenha um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura. Primeiro, uma faixa de composição adequada na presente invenção é esclarecida. Em segundo lugar, são mostradas condições adequadas para refino térmico, incluindo têmpera intercrítica para a produção de um aço baixa liga contendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura.

MEIOS PARA RESOLVER O PROBLEMA

[014]Nomeadamente, entre aços de liga leve contendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura da presente invenção, a primeira modalidade é um aço baixa liga contendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura, tendo uma composição química incluindo, em termos de % em massa, 0,01-0,08% de C, 0,10-0,40% de Si, 0,80-1,80% de Mn, 0,80-2,50% de Ni, 0,50-1,00% de Cr, 0,80-1,50% de Cu, 0,20-0,60% de Mo, 0,010-0,050% de Al, 0.030-0.080% de Nb, e 0.005-0.020% de N, com o equilíbrio sendo Fe e impurezas inevitáveis, em que uma tensão de teste de 0.2% é 525 MPa ou mais e uma temperatura de transição de aparência de fratura dúctil / quebradiça (FATT), como medido através de um teste de impacto Charpy com entalhe em V de 2 mm, é de -70 °C ou menos.

[015]Em outra modalidade do aço baixa liga contendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre a resistência e a tenacidade à baixa temperatura, a composição química inclui ainda até 0,010% em massa de Ca.

[016]Em outra modalidade do aço baixa liga contendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura, o aço baixa liga contendo Cu tem uma energia absorvida de 130 J ou mais em um teste de impacto Charpy com entalhe em V de 2 mm a -80 °C.

[017]Em uma outra modalidade do aço baixa liga contendo Cu tendo um ex-celente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura, após refino tér-mico, um diâmetro de grão de EBSD médio é de 10 μm ou menos e um diâmetro máximo de grão de EBSD é de 120 μm ou menos em casos, quando limites tendo uma desorientação de 15° ou mais, são tomados como limites de grão.

[018]Entre os processos para produzir o aço baixa liga contendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura da presente invenção, a primeira modalidade é um processo para produzir o aço baixa liga contendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e baixa temperatura, incluindo refino térmico que inclui: aquecimento de um aço a uma temperatura na faixa de 850-950 °C para con-duzir a têmpera , depois disso, aquecendo o aço a uma temperatura na faixa de [(ponto de transformação de AC3) -80 °C] a [(ponto de transformação AC3) -10 °C] para realizar a têmpera intercrítica, e ainda conduzir o revenimento a 560-660 °C.

[019]Em outra modalidade do processo para produzir o aço baixa liga con-tendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura, a refino térmico é aplicado a um aço para uma estrutura grande, o aço tendo uma porção espessa com uma espessura de 150 a 500 mm.

[020]Em outra modalidade do processo para produzir o aço baixa liga con-tendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura, o aço é produzido por forjamento a quente e depois submetido à refino térmico.

[021]As características especificadas na presente invenção são explicadas abaixo. O conteúdo da composição química é dado em % em massa:

C: 0,01-0,08%

[022]C é um elemento aditivo necessário do ponto de vista de assegurar re-sistência, e um limite inferior é portanto 0,01%. No entanto, sua inclusão em uma quantidade superior a 0,08% resulta não apenas em uma diminuição na tenacidade devido ao aumento de resistência, mas também na precipitação de uma fase dura durante a têmpera intercrítica e uma diminuição na soldabilidade. Consequentemente, um limite superior é de 0,08%. Pelas mesmas razões, o limite inferior é desejavelmente 0,02% e o limite superior é desejavelmente 0,05%.

Si: 0,10-0,40%

[023]Si é usado como um elemento desoxidante na realização de fusão / fundição para produção de liga. O Si é um elemento necessário para garantir a resistência. Um limite inferior é, portanto, de 0,10%. No entanto, sua inclusão excessiva resulta em diminuição da tenacidade ou diminuição da soldabilidade. Um limite superior é, portanto, de 0,40%. Pelas mesmas razões, o limite inferior é desejavelmente 0,20% e o limite superior é desejavelmente 0,35%

Mn: 0,80-1,80%

[024]Mn é um elemento de desoxidação útil como Si, e contribui para uma melhoria na capacidade de temperabilidade. Para exercer o efeito, o conteúdo do mesmo deve ser de 0,80% ou mais. No entanto, a sua inclusão excessiva resulta em uma diminuição da resistência. Um limite superior é, portanto, 1,80%. Pelas mesmas razões, o limite inferior é desejavelmente 1,00% e o limite superior é desejavelmente 1,50%. Mais preferivelmente, o limite inferior é de 1,20% e o limite superior é de 1,45%.

Ni: 0,80-2,50%

[025]Ni é um elemento necessário para melhorar a capacidade de temperabilidade e para desse modo assegurar resistência e tenacidade à baixa temperatura. Um limite inferior é, portanto, de 0,80%. No entanto, sua inclusão excessiva estabiliza o y retido, resultando em uma diminuição na tenacidade. Um limite superior é, portanto, de 2,50%. Pelas mesmas razões, o limite inferior é desejavelmente de 1,50% e o limite superior é desejavelmente de 2,30%. De preferência, o limite inferior é de 2,00% e o limite superior é de 2,20%. Mais preferivelmente, o limite inferior é de 2,10% e o limite superior é de 2,15%

Cr: 0,50-1,00%

[026]Cr é um elemento importante para assegurar a capacidade de tempera- bilidade e assegurar resistência e tenacidade. Um limite inferior é, portanto, de 0,50%. No entanto, sua inclusão excessiva aumenta a capacidade de temperabilidade, resultando em uma diminuição na tenacidade e maior suscetibilidade à quebra de solda. Um limite superior é, portanto, de 1,00%. Pelas mesmas razões, o limite inferior é desejavelmente 0,60% e o limite superior é desejavelmente 0,80%. De preferência, o limite inferior é de 0,70% e o limite superior é de 0,75%.

Cu: 0,80-1,50%

[027]Cu precipita durante o envelhecimento para melhorar a resistência do aço. Nos aços com baixo teor de carbono, é crucialmente importante garantir a resis-tência pela precipitação de Cu. Cu é um elemento importante também para melhorar a resistência à corrosão. Um limite inferior é, portanto, de 0,80%. No entanto, a sua inclusão excessiva resulta em uma diminuição da tenacidade ou em uma diminuição da trabalhabilidade a quente. Um limite superior é, portanto, de 1,50%. Pelas mesmas razões, o limite inferior é desejavelmente 1,10% e o limite superior é desejavelmente 1,30%. De preferência, o limite inferior é de 1,20% e o limite superior é de 1,25%.

Mo: 0,20-0,60%

[028]Mo contribui para uma melhoria na capacidade de temperabilidade e é um elemento importante para assegurar resistência e tenacidade. Um limite inferior é, portanto, de 0,20%. No entanto, sua inclusão excessiva resulta em diminuição da te-nacidade ou diminuição da soldabilidade. Um limite superior é, portanto, de 0,60%. De preferência, o limite inferior é de 0,30% e o limite superior é de 0,50%. Mais preferivelmente, o limite inferior é 0,40% e o limite superior é 0,45%.

Al: 0,010-0,050%

[029]Al combina com N para formar AlN, inibindo assim o crescimento de grãos cristalinos. A formação de grãos cristalinos mais finos é essencial para melhorar a resistência. Um limite inferior do teor de Al é, portanto, de 0,010%. No entanto, sua inclusão excessiva resulta em uma diminuição na tenacidade devido aos grãos de AlN grosseiros. Um limite superior é, portanto, de 0,050%. Pelas mesmas razões, o limite inferior é desejavelmente de 0,010% e o limite superior é de 0,030%. De preferência, o limite inferior é de 0,020% e o limite superior é de 0,030%.

Nb: 0,030-0,080%

[030]Nb forma carbonitretos para inibir o crescimento de grãos cristalinos, e é um elemento importante para formar grãos cristalinos mais finos. Um limite inferior é, portanto, de 0,030%. No entanto, a sua adição excessiva acelera a agregação ou a ampliação dos grãos de carbonitreto, resultando em uma diminuição da tenacidade. Um limite superior é, portanto, de 0,080%. Pelas mesmas razões, o limite inferior é desejavelmente 0,04% e o limite superior é desejavelmente 0,060%. De preferência, o limite inferior é de 0,040% e o limite superior é de 0,050%.

N: 0,005-0,020%

[031]N forma AlN e carbonitretos para inibir o crescimento de grãos cristalinos, e é contido porque N é um elemento importante para formar grãos cristalinos mais finos. Um limite inferior é estabelecido em 0,005% para obter o efeito suficiente. No entanto, a sua adição excessiva acelera a precipitação de uma grande quantidade de AlN e carbonitretos e a sua agregação ou ampliação, resultando em uma diminuição da tenacidade. Um limite superior é, portanto, de 0,020%. De preferência, o limite inferior é de 0,005% e o limite superior é de 0,011%.

Ca: até 0,010%

[032]Ca forma óxidos e sulfuretos e é assim utilizado como um elemento de-soxidante ou dessulfurante de acordo com a necessidade. No entanto, a adição ex-cessiva dele resulta em uma diminuição da tenacidade. O seu conteúdo é, portanto, de 0,010% ou menos. Pela mesma razão, o limite superior é desejavelmente 0,005%. Para obter o efeito, é desejável que a composição química contenha Ca em uma quantidade de 0,0005% ou mais. No caso em que o Ca não é adicionado positiva-mente, a composição química pode conter Ca como uma impureza inevitável em uma quantidade inferior a 0,0005%.

Diâmetros de grão de EBSD: 10 μm ou menos em média; 120 μm ou menos no máximo

[033]EBSD (difratometria de retroespalhamento de elétrons) é uma técnica para determinar a orientação de cada grão cristalino. Tem sido relatado que, no caso dos aços, os diâmetros dos grãos cristalinos, cada um rodeado por limites de grão de ângulo elevado com uma desorientação de 15° ou mais (diâmetros de grão de EBSD), geralmente se correlacionam com a tenacidade. Quanto menor o diâmetro dos grãos de EBSD, melhor a tenacidade a baixas temperaturas do aço. Nos casos em que o diâmetro médio de grão de EBSD é de 10 μm ou menos e um diâmetro máximo de grão de EBSD é de 120 μm ou menos, um aço baixa liga contendo Cu, tendo um equilíbrio ainda maior entre resistência e tenacidade à baixa temperatura é obtido. Entretanto, no caso em que o diâmetro médio de grão de EBSD excede 10 μm ou o diâmetro máximo de grão de EBSD excede 120 μm, a tenacidade a baixas temperaturas diminui. Mais preferivelmente, o diâmetro médio de grão de EBSD é 10 μm ou menos e o diâmetro máximo de grão de EBSD é 110 μm ou menos.

Condições de Refino Térmico

[034]No caso de têmpera, é necessário aquecer o aço pelo menos a uma temperatura não inferior ao ponto de transformação de AC3 (temperatura na qual ocorre a transformação de austenita). Mesmo nos casos em que a temperatura de aquecimento para têmpera não é inferior ao ponto de transformação de AC3, a capacidade de temperabilidade não é garantida se a temperatura ainda estiver baixa. Uma temperatura limite inferior é, portanto, de 850 °C. Entretanto, temperaturas muito altas para a têmpera causam o aumento de grãos Y durante o aquecimento, resultando posteriormente em uma diminuição na tenacidade. Um limite superior é, portanto, 950 °C.

[035]Esta têmpera pode ser repetidamente conduzido várias vezes de acordo com a necessidade. A presente invenção não está particularmente limitada em meios para aquecimento ou esfriamento a serem utilizados nesta têmpera , e os meios com a capacidade desejada de aquecimento ou esfriamento podem ser adequadamente selecionados.

[036]O aço que sofreu a têmpera é subsequentemente submetido a têmpera intercrítica, no qual o aço é aquecido a uma temperatura na faixa de [(ponto de trans-formação de AC3) -80 °C] a [(ponto de transformação de AC3) -10 °C] e depois resfriado. A têmpera intercrítica é um método de tratamento térmico no qual um aço é aquecido a uma temperatura (temperatura intercrítica) que fica entre o ponto AC1 e o ponto AC3 e no qual a fase a e a fase y estão presentes e é então resfriado. A presente invenção não está particularmente limitada em meios para aquecimento ou esfriamento a serem utilizados nesta têmpera intercrítica, e os meios com a capacidade desejada de aquecimento ou esfriamento podem ser adequadamente selecionados. Este tratamento térmico é o mais importante na invenção.

[037]A temperatura de aquecimento nesta têmpera intercrítica é limitada a uma temperatura na faixa de [(ponto de transformação de AC3) -80 °C] a [(ponto de transformação de AC3) -10 °C], como dito acima. No caso em que a temperatura de aquecimento é inferior a [(ponto de transformação AC3) -80 °C], a transformação para a fase y ocorre em uma quantidade insuficiente e uma grande quantidade da fase a sofre revenimento isotérmico, resultando em um precipitado de Cu aumentado. Con-sequentemente, não é possível garantir uma tensão de teste de 0,2%. Além disso, a redução posterior de tamanho dos grãos cristalinos não ocorre, dificultando a garantia da tenacidade a baixas temperaturas. Entretanto, no caso em que o aço é aquecido a uma alta temperatura excedendo [(ponto de transformação de AC3) -10 °C], a transformação para a fase y ocorre em quantidade excessiva e ocorre o aumento de grãos cristalinos ocorre, tornando impossível garantir resistência à temperatura suficientemente baixa. Por estas razões, a temperatura para esta têmpera intercrítica é limitada a uma temperatura na faixa de [(ponto de transformação de AC3) -80 °C] a [(ponto de transformação de AC3) -10 °C].

[038]Após a têmpera intercrítica, o revenimento é dado ao aço a uma tempe-ratura na faixa de 560-660 °C. No caso em que a temperatura de aquecimento é infe-rior a 560 °C, ocorre um aumento na tensão de teste de 0,2% devido ao efeito de envelhecimento do precipitado de Cu, resultando em uma diminuição na tenacidade. Além disso, a temperaturas de revenimento inferiores a 560 °C, a tensão interna gerada durante o refino térmico não pode ser relaxada, e isso é causador de danos durante o uso. Enquanto isso, no caso em que a temperatura de revenimento excede 660 °C, ocorre o sobre-envelhecimento, impossibilitando a garantia de uma tensão de 0,2%. Consequentemente, a temperatura para o revenimento situa-se na faixa de 560 a 660 °C.

Porção Espessa

[039]A presente invenção é aplicável à produção de um material tendo uma porção espessa. Exemplos do material incluem aqueles que têm uma porção espessa com uma espessura máxima de 150-500 mm.

[040]Materiais tendo uma espessura de 150 mm ou mais são difíceis de tra-balhar por laminação de refino de grão, e os efeitos da presente invenção podem ser notavelmente apreciados. Entretanto, no caso em que a espessura excede 500 mm, ocorre uma diminuição na taxa de resfriamento durante o resfriamento ns têmpera e na têmpera intercrítica, resultando em uma diminuição na resistência.

VANTAGENS DA INVENÇÃO

[041]Como explicado acima, a presente invenção pode produzir os seguintes efeitos:

[042](1) é assegurada uma tensão de teste de 0,2% de 525 MPa ou mais; e

[043](2) o aço baixa liga tem tenacidade satisfatória a baixas temperaturas com uma temperatura de transição de aparência de fratura dúctil / frágil (FATT), me-dida através de um teste de impacto Charpy com entalhe em V, de -70 °C ou menos. A temperatura de transição da aparência de fratura dúctil / frágil é a temperatura na qual o modo de fratura muda de fratura dúctil para fratura frágil com temperatura de-crescente. Quanto menor a temperatura de transição da aparência de fratura dúctil / frágil, menor a temperatura até a qual o aço tem tenacidade. A temperatura de transi-ção da aparência de fratura dúctil / frágil é mais preferivelmente de -80 °C ou menos.

[044]Consequentemente, pode ser fornecido um aço baixa liga contendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura.

DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

[045][Fig. 1] A Fig. 1 é um diagrama que mostra um padrão de calor para refino térmico em uma modalidade da invenção.

[046][Fig. 2] A Fig. 2 mostra uma fotomicrografia que substitui desenho de corpos de um Exemplo de acordo com a invenção, e exemplo comparativo.

[047][Fig. 3] A Fig. 3 mostra desenhos mostrando mapas de limite de ângulo elevado dos corpos, os mapas de limite indicando limites de grão com uma desorien-tação de 15° ou mais e obtidos a partir dos resultados de um exame por EBSD.

MODO PARA REALIZAR A INVENÇÃO

[048]Um aço tendo a composição química especificada na invenção pode ser produzido como um lingote através da fusão de uma maneira ordinária, de modo que a composição seja atingida. A presente invenção não é particularmente limitada em métodos para produzir o lingote.

[049]O lingote de aço produzido através da fusão é forjado a quente em qual-quer formato desejado e depois submetido ao refino térmico, que inclui têmpera (Q), têmpera intercrítica (L) e revenimento (T).

[050]Não há limitações particulares nos detalhes e métodos para o forjamento a quente, ou na relação de forjamento, etc. O material forjado a quente pode ser grosso. Por exemplo, o material forjado a quente pode ter uma porção espessa com uma espessura de 150-500 mm.

[051]No refino térmico, o aço baixa liga contendo cobre é aquecido a uma temperatura na faixa de 850-950 °C para conduzir a têmpera . Em seguida, o aço é submetido a têmpera intercrítico a uma temperatura na faixa de [(ponto de transfor-mação de AC3) -80 °C] a [(ponto de transformação de AC3) -10 °C] e depois ao reveni- mento a 560-660 °C.

[052]Um tratamento térmico, tal como, por exemplo, normalização (N) pode ser conduzido entre o forjamento a quente e o refino térmico. As condições para a normalização podem incluir condições de aquecimento de, por exemplo, 950-1.000 °C.

[053]As faixas de composição especificadas e o processo de produção des-crito acima tornam possível produzir um aço forjado de liga leve contendo Cu espesso que possui excelente tenacidade a baixas temperaturas e, em particular, possui um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade à baixa temperatura e é adequado para uso como aço em estruturas marinhas como equipamentos de ancoragem, risers, linhas de fluxo, etc.

[054]O aço baixa liga contendo cobre assim obtido tem uma tensão de teste de 0,25% de 525 MPa ou mais e uma temperatura de transição de aparência de fratura dúctil / frágil (FATT), medida através de um teste de impacto Charpy com entalhe em V de 2 mm, de -70 °C ou menos.

[055]Além disso, este aço baixa liga tem uma energia absorvida de 130 J ou mais em um teste de impacto Charpy com entalhe em V de 2 mm a -80 °C. A energia absorvida é de preferência 140 J ou mais.

[056]O aço baixa liga, após oa refino térmico, tem um diâmetro de grão de EBSD médio de 10 μm ou menos e um diâmetro de grão de EBSD máximo de 120 μm ou menos nos casos em que limites com uma desorientação de 15° ou mais são considerados limites de grão. É preferível que o diâmetro médio do grão de EBSD seja de 10 μm ou menos e que o diâmetro máximo do grão de EBSD seja de 110 μm ou menos.

[057]No que diz respeito à resistência, o aço baixa liga tem de preferência uma tensão de teste de 0,2% de 525 MPa ou mais e uma resistência à tração de 600 MPa ou mais. Com relação à tenacidade à baixa temperatura, o aço baixa liga prefe-rivelmente tem uma temperatura de transição de aparência de fratura dúctil / frágil (FATT), medida através de um teste de impacto Charpy com entalhe em V de 2 mm, de -80 °C ou menos.

EXEMPLO 1

[058]Os exemplos de acordo com a presente invenção são explicados abaixo enquanto se comparam os Exemplos de Trabalho com Exemplos Comparativos.

[059] Corpos, respectivamente tendo as composições mostradas na Tabela 1, foram produzidos como um lingote de aço de 50 kg por fusão com um forno de fusão por indução a vácuo. Cada lingote de aço produzido foi forjado a quente a 1.250 °C em uma placa com uma espessura de 45 mm e uma largura de 130 mm (relação de forjamento: 3.1s ou mais), posteriormente normalizada (960 °C), e então submetido à temperatura de refino sob as condições de refino (tratamento Q, tratamento L, trata-mento T) mostradas na Tabela 2. Em todos os Exemplos, o tratamento Q (têmpera) foi realizado a 900 °C. No entanto, a temperatura de têmpera não é particularmente limitada desde que a temperatura esteja na faixa de 850-950 °C, pelas razões acima apresentadas. O resfriamento no tratamento Q e tratamento L (têmpera intercrítica) foi realizado a uma taxa de resfriamento de 10 °C / min, como uma simulação do resfriamento com água de uma placa tendo uma espessura de 450 mm. As condições de tratamento T (revenimento) para cada amostra são mostradas na Tabela 2 [Tabela 1]

[Tabela 2]

[060]As partes de teste foram retiradas de cada material de teste obtido, e foram submetidas a um teste de tração e um teste de impacto Charpy para avaliar a resistência e tenacidade à baixa temperatura. Os métodos de teste são os seguintes.

[061]Teste de Tração: Partes de teste de tração de barra redonda (diâmetro de porção paralela, 12,5 mm; G.L., 50 mm) foram retiradas do material de teste obtido e submetidas a um teste de tração à temperatura ambiente de acordo com JIS Z 2241: 2005 para determinar a tensão de teste de 0,2% (Y.S.) e resistência à tração (T.S.).

[062]Teste de Impacto: As partes do teste de impacto Charpy com entalhe em V de dois milímetros foram retiradas do material de teste obtido e submetidas a um teste de impacto Charpy de acordo com o JIS Z 2242: 2005. Cada uma das partes de teste tinha um comprimento de 55 mm e uma seção transversal quadrada em que cada lado tinha um comprimento de 10 mm. Cada uma das partes de teste tinha, no centro do comprimento, uma ranhura em forma de V com um ângulo de entalhe de 45°, uma profundidade de entalhe de 2 mm e um raio inferior da entalhe de 0,25 mm. A fim de determinar a energia absorvida a -80 °C, vE-80 °C (J), o teste de impacto Charpy foi realizado a -80 °C. Três partes de teste de cada material de teste foram testadas, e os valores de energia absorvida foram calculados pela média aritmética. O valor médio foi tomado como a energia absorvida do material de aço.

[063]Com relação ao FATT, o teste de impacto de Charpy foi realizado em qualquer temperatura para obter uma curva de transição, a partir da qual o FATT foi determinado.

[064]Além disso, retiraram-se amostras desses materiais de teste e examina-das por EBSD (OIM (microscopia de imagem de orientação) fabricado por TSL (Tex- SEM Laboratories, Inc.)). A avaliação das amostras pelo EBSD é a seguinte. Um feixe de elétrons é acionado em um local na superfície de cada amostra e a difração de retroespalhamento resultante é examinada. Assim, os ângulos de orientação dos grãos cristalinos no local podem ser determinados. O campo de visão tendo um tama-nho de 300 μm x 400 μm é varrido enquanto desloca-se minuciosamente a posição da irradiação com o feixe de elétrons (em um passo de exame de 0,3 μm). Assim, um mapa dos ângulos de orientação dos grãos cristalinos dentro do campo pode ser ob-tido. Uma linha divisória é desenhada entre as regiões de quaisquer locais de exame adjacentes que diferem no ângulo de orientação em 15° ou mais, obtendo assim um mapa referente a limites com uma desorientação de 15° ou mais, tal como os mostra-dos na Fig. 3. As linhas limítrofes podem ser consideradas como limites de grãos cris-talinos, e cada região cercada por essas linhas limítrofes pode ser considerada como um grão cristalino. Assim, a área de cada região circundada por essas linhas limítrofes foi calculada, e o diâmetro de um círculo tendo a mesma área foi calculado e tomado como o diâmetro (diâmetro de grão de EBSD) do grão cristalino. Com relação a cada material de teste, cinco campos de visão diferentes de 300 μm x 400 μm foram arbi-trariamente selecionados e os diâmetros de grãos de EBSD foram calculados para cada campo de visão. Um valor médio deles foi tomado como diâmetro médio de grão de EBSD, e o maior desses valores foi considerado como diâmetro máximo de grão de EBSD.

[065]Os resultados obtidos em cada teste são mostrados na Tabela 3. [Tabela 3]

[066]Os corpos de aço No. 1 e aço No. 2 eram do tipo de aço C. Os aços No. 1 e 2 são Exemplos Comparativos para os quais um processo QT, que é um processo de produção comum, foi usado. O aço No. 1 não conseguiu reduzir os diâmetros de grão de EBSD pelo simples processo QT e apresentou baixa tenacidade a baixas temperaturas. No caso em que o mesmo processo QT como o aço No. 1 foi realizado usando uma temperatura de revenimento mais elevada para diminuir a resistência a fim de melhorar a tenacidade, como no aço No. 2, a tenacidade satisfatória à baixa temperatura não foi obtida. É, portanto, claro que a tenacidade satisfatória à baixa temperatura é difícil de ser assegurada simplesmente por meio do processo QT.

[067]As amostras de aço No. 3 (Exemplo de Trabalho) e aço No. 4 (Exemplo de Trabalho) foram do mesmo tipo de aço que o aço No. 1 e foram produzidas por um processo QLT. Cada caso deu resultados satisfatórios com relação a ambos os testes de resistência a 0,2% e tenacidade a baixas temperaturas.

[068]As microestruturas do aço No. 1 (processo QT) e aço No. 2 (processo QLT) são mostradas na Fig. 2, e mapas de limite de ângulo elevado referentes a limi-tes com uma desorientação de 15° ou mais, obtidos dos resultados do exame EBSD, são mostrados na Fig. 3. Os resultados de um exame das microestruturas e os mapas de limite de ângulo elevado mostraram que o tratamento L trouxe uma microestrutura complicada em que a sinuosidade dos limites de ângulo elevado foi observada. No aço No. 3, grãos cristalinos finos foram observados em grãos. O meandro dos limites de ângulo elevado e a inclusão dispersa de grãos finos contribuem para uma melhoria na tenacidade a baixas temperaturas.

[069]Tornou-se assim evidente que um equilíbrio entre resistência e tenaci-dade à baixa temperatura, que não foi obtido com o processo QT convencional, é obtido aplicando o processo QLT de acordo com a presente invenção.

[070]Os corpos de prova dos aços 5 a 7 (Exemplo de Trabalho) eram do tipo de aço A e tinham excelente resistência e tenacidade devido ao uso do processo de tratamento térmico de acordo com a invenção.

[071]Os corpos dos de aço Nos. 8 a 19 eram do tipo de aço B. O Aço No. 8 (Exemplo Comparativo) foi submetido a um tratamento L mas não sofreu tratamento T. Neste Exemplo Comparativo, o efeito de envelhecimento de um precipitado de Cu foi insuficiente e, por conseguinte, foi observado um decréscimo na tensão de teste de 0,2%.

[072]No aço No. 9 (Exemplo Comparativo), a transformação para a fase y ocorreu em quantidade insuficiente, porque a temperatura L foi menor que (AC3-80 °C), e não foram obtidos diâmetros de grão de EBSD reduzidos. Como resultado, o aço No. 9 apresentou tenacidade insuficiente a baixas temperaturas.

[073]O aço No. 14 (Exemplo Comparativo) foi submetido a um tratamento sob as condições de uma temperatura L superior a (AC3-10 °C). Neste Exemplo Compara-tivo, a proporção de área da fase y durante o aquecimento L foi grande, e o aço No. 14 obteve grãos cristalinos grossos. Como resultado, uma diminuição na tenacidade a baixas temperaturas foi observada.

[074]O aço No. 16 (Exemplo Comparativo) foi submetido a um tratamento T a 550 °C. Neste Exemplo Comparativo, o efeito de envelhecimento devido à tempera-tura T reduzida aumentou a tensão de teste de 0,2%. Como resultado, o aço No. 16 reduziu a tenacidade a baixas temperaturas.

[075]Entretanto, no aço No. 19 (Exemplo Comparativo), sobre-envelheci- mento ocorreu devido à temperatura T muito alta e foi observado um decréscimo na tensão de teste de 0,2%.

[076]O aço No. 22 (Exemplo Comparativo) foi do tipo de aço E, que era um material comparativo. Os resultados mostraram que o uso do tipo de aço E resultou em uma tensão de teste de 0,2% de 525 MPa ou menos, embora o processo QLT, que é recomendado na presente invenção, tenha sido aplicado. Uma vez que este tipo de aço é destinado a assegurar a resistência pelo efeito de envelhecimento de um precipitado de Cu, o efeito não pode ser suficientemente obtido no caso em que o teor de Cu é baixo.

[077]O aço No. 23 (Exemplo Comparativo) foi do tipo de aço F, que era um material comparativo. O uso do tipo de aço F também falhou em obter tenacidade suficiente à baixa temperatura, mesmo quando o processo QLT, que foi reiniciado na presente invenção, foi aplicado. As razões para isso incluem que, uma vez que o tipo de aço F tinha um conteúdo de C muito alto, C concentrou-se na fase y durante o aquecimento L para causar a precipitação de uma fase dura. Os aços Nos. 10, 11, 17 a 19, 22 e 23 mostrados na Tabela 32 não foram examinados quanto ao diâmetro de grão de EBSD.

[078]Pode-se observar, a partir dos resultados acima, que uma excelente ten-são de teste de 0,2% e excelente tenacidade à baixa temperatura pode ser obtida usando-se uma composição adequada e um processo de produção adequado, possibilitando a produção de um aço baixa liga contendo Cu tendo excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade a baixas temperaturas.

[079]Embora a presente invenção tenha sido explicada com base nas moda-lidades e Exemplos, as modalidades e os Exemplos podem ser adequadamente mo-dificados dentro do âmbito da invenção.

[080]Esta aplicação baseia-se em um Pedido de Patente Japonesa deposi-tado em 25 de fevereiro de 2016 (Pedido No. 2016-034390), cujo conteúdo é aqui incorporado por referência.

APLICABILIDADE INDUSTRIAL

[081]A presente invenção é adequada para uso como aço para estruturas marinhas tais como equipamentos de ancoragem, risers e linhas de fluxo. Contudo, os usos da invenção não estão limitadas a estas.

Claims

1. Processo para produzir aço baixa liga contendo Cu tendo um excelente equilíbrio entre resistência e tenacidade a baixas temperaturas requeridas para estruturas marinhas, tendo uma composição química que compreende, em termos de % em massa, 0,01 a 0,08% de C, 0,10 a 0,40% de Si, 0,80 a 1,80% de Mn, 0,80 a 2,50% de Ni, 0,50 a 1,00% de Cr, 0,80 a 1,50% de Cu, 0,20 a 0,60% de Mo, 0,010 a 0,050% de Al, 0,030 a 0,080% de Nb, 0,005 a 0,020% de N, opcionalmente até 0,010% de Ca, e com o equilíbrio sendo Fe e impurezas inevitáveis, em que uma tensão de teste de 0,2% é de 525 MPa ou mais e uma tempera-tura de transição de aparência de fratura dúctil/frágil (FATT), medida por um teste de impacto Charpy com entalhe em V de 2 mm, é -70 °C ou menos, em que a tensão de teste de 0,2% e a temperatura de transição de aparência de fratura dúctil/frágil são medidas ainda utilizando os métodos descritos no relatório descritivo, CARACTERIZADO pelo fato de que o processo compreendendo refino tér-mico compreende aquecer um aço a uma temperatura em uma faixa de 850 a 950 °C para con-duzir a têmpera, depois disso, aquecer o aço a uma temperatura em uma faixa de [(ponto de transformação AC3) -80 °C] a [(ponto de transformação AC3) - 10 °C] para realizar a têmprera intercrítica, e conduzir ainda o revenimento a 560 a 660 °C.

2. Processo, de acordo com a reivindicação 1, CARACTERIZADO pelo fato de que o refino térmico é aplicado a um aço para uma estrutura grande, o aço tendo uma porção espessa com uma espessura de 150 a 500 mm.

3. Processo, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, CARACTERIZADO pelo fato de que o aço é produzido por forjamento a quente e depois submetido ao refino térmico.

4. Processo, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, CARACTERIZADO pelo fato de que o aço baixa liga contendo Cu tem uma energia absorvida de 130 J ou mais em um teste de impacto Charpy com entalhe em V de 2 mm a -80 °C.

5. Processo, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, CARACTERIZADO pelo fato de que o aço baixa liga contendo Cu é refinado termica- mente e tem um diâmetro de grão de EBSD médio de 10 μm ou menos e um diâmetro de grão de EBSD máximo de 120 μm ou menos nos casos quando limites tendo uma desorientação de 15° ou mais são tomados como limites de grão, o diâmetro de grão sendo medido utilizando o método descrito no relatório descritivo.