BR112018068935B1

BR112018068935B1 - Placa de aço resistente à abrasão e métodos para produzir placa de aço resistente à abrasão

Info

Publication number: BR112018068935B1
Application number: BR112018068935-1A
Authority: BR
Inventors: Yusuke Terazawa; Naoki Takayama; Kenji Hayashi; Kazukuni Hase
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2016-04-19
Filing date: 2016-04-19
Publication date: 2022-08-09
Also published as: EP3446808A1; CA3017282A1; JP6119933B1; CL2018002903A1; KR102126661B1; KR20180125541A; CN109072368A; WO2017183057A1; CA3017282C; AU2016403145A1; US11118240B2; AU2016403145B2; EP3446808B1; EP3446808A4; US20190119772A1; CN109072368B; JPWO2017183057A1; BR112018068935A2

Abstract

Trata-se de uma chapa de aço resistente à abrasão que combina resistência a craqueamento por corte de gás e resistência à abrasão com baixo custo. A chapa de aço resistente à abrasão tem uma composição constituinte que compreende, em % em massa, C: 0,20% a 0,45%, Si: 0,01% a 1,0%, Mn: 0,3% a 2,5%, P: não mais do que 0,020%, S: não mais do que 0,01%, Cr: 0,01% a 2,0%, Ti: 0,10-1,00%, B: 0,0001-0,0100%, Al: não mais do que 0,1% e N: não mais do que 0,01%, com o saldo sendo composto por Fe e impurezas inevitáveis. A chapa de aço tem uma estrutura na qual a porcentagem de volume de martensita em uma profundidade de 1 mm a partir de uma superfície da chapa de aço resistente à abrasão é pelo menos 90%, e o tamanho de grão de austenita anterior não excede 80 ¿m. O número de densidade de TiC precipitada que tem um tamanho de pelo menos 0,5 ¿m é 400/mm2, e o teor de Mn [Mn] e o teor de P [P] na parte de segregação central na direção de espessura da chapa de aço satisfazem 0,04[Mn] + [P] < 0,50.

Description

CAMPO DA TÉCNICA

[0001] A presente descrição refere-se a uma placa de aço resistente à abrasão e, particularmente, a uma placa de aço resistente à abrasão que pode alcançar tanto resistência à fratura retardada quanto resistência à abrasão em alto nível e baixo custo. A presente descrição também se refere a um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão.

ANTECEDENTES

[0002] Máquinas industriais, partes, dispositivos de transporte (por exemplo, escavadeira mecânica, buldôzeres, tremonhas, transportadores de caçamba, trituradores de rochas), e semelhantes usados em campos, tais como construção, engenharia civil e mineração são expostos à abrasão, tais como abrasão abrasiva, abrasão deslizante e abrasão de impacto por rochas, areia, minério, etc. Aço usado em tais máquinas industriais, partes, portadores, e semelhantes é, portanto, exigido ter resistência à abrasão excelente a fim de melhorar a vida.

[0003] Conhece-se que a resistência à abrasão de aço pode ser melhorada aumentando-se a dureza. Logo, aço de dureza alta gerado desempenhando-se tratamento a quente, tal como têmpera em liga de aço que contém uma grande quantidade de elementos de liga, tais como Cr e Mo é amplamente usado como aço resistente à abrasão.

[0004] Cada um dentre os documentos nos JP 3089882 B2 (PTL 1) e JP 4894288 B2 (PTL 2) propõe um aço resistente à abrasão que tem uma composição química controlada para estar em uma faixa predeterminada e na qual precipitado de TiC é disperso, para atender altas demandas recentes para resistência à abrasão e redução de custo. A resistência à abrasão do aço resistente à abrasão é melhorada através da precipitação de TiC duro.

[0005] No campo de placas de aço resistentes à abrasão, não apenas o melhoramento de resistência à abrasão, porém também a prevenção de fraturas retardadas é exigida. Uma fratura retardada é um fenômeno que uma placa de aço fratura repentinamente apesar da tensão aplicada à placa de aço não ser maior que seu limite de elasticidade. O fenômeno de fratura retardada tem mais chance de ocorrer quando a resistibilidade de placa de aço é maior, e é promovida por entrada de hidrogênio na placa de aço. Um exemplo do fenômeno de fratura retardada da placa de aço resistente à abrasão é o craqueamento após o corte de gás. Durante o corte de gás, a placa de aço se torna frágil devido à entrada de hidrogênio a partir do gás de combustão. Adicionalmente, por causa de tensão residual após o corte de gás, craqueamento ocorre algumas horas a alguns dias após o corte. Visto que a placa de aço resistente à abrasão tem alta dureza, corte de gás é frequentemente empregado. Portanto, a placa de aço resistente à abrasão normalmente se depara com o problema de fraturas retardadas após o corte de gás (doravante também denominado “craqueamento por corte de gás”).

[0006] Cada um dentre os documentos nos JP 5145804 B2 (PTL 3) e JP 5145805 B2 (PTL 4) propõe uma placa de aço resistente à abrasão cuja composição química e microestrutura são contaminadas para suprimir fraturas retardadas causadas por corte de gás e semelhantes.

LISTA DE CITAÇÕES LITERATURAS DE PATENTE

[0007] PTL 1: JP 3089882 B2

[0008] PTL 2: JP 4894288 B2

[0009] PTL 3: JP 5145804 B2

[00010] PTL 4: JP 5145805 B2

SUMÁRIO (PROBLEMA DA TÉCNICA)

[00011] No entanto, com a placa de aço resistente à abrasão descrita em cada um dentre PTL 3 e PTL 4, o teor de Mn necessita ser reduzido a fim de evitar uma fratura retardada. Em uma placa de aço resistente à abrasão, a adição de uma grande quantidade de elementos de liga é exigida para assegurar a durabilidade de arrefecimento da placa de aço e aprimorar a dureza. Com a placa de aço resistente à abrasão descrita em cada um dentre PTL 3 e PTL 4, no entanto, a quantidade aditiva de Mn que é um elemento de liga não dispendioso é restrita. Existe, dessa forma, dificuldade em alcançar tanto resistência a craqueamento por corte de gás quanto resistência à abrasão em alto nível e baixo custo nas placas de aço resistentes à abrasão mencionadas acima.

[00012] Poderia ser, portanto, útil fornecer uma placa de aço resistente à abrasão que pode alcançar tanto resistência à fratura retardada quanto resistência à abrasão em alto nível e baixo custo. Também poderia ser útil fornecer um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão. (SOLUÇÃO PARA OS PROBLEMAS)

[00013] Como um resultado de conduzir examinação intensa, foi descoberto que uma fratura retardada após corte de gás em uma placa de aço resistente à abrasão se origina a partir de uma fratura intergranular que ocorre em limites de grão de austenita anterior de microestrutura de martensita ou microestrutura de bainita, e que a fratura intergranular ocorre quando as influências de (a) tensão residual gerada por corte de gás, (b) enfraquecimento por hidrogênio causado por hidrogênio que entra na placa de aço ao cortar gás durante o corte de gás, e (c) enfraquecimento por revenimento da placa de aço devido ao aquecimento durante sobreposição de corte de gás.

[00014] Descobriu-se também que uma área de segregação central de espessura de placa da placa de aço em que Mn e P, que são elementos de enfraquecimento intergranular, se concentram é uma origem de craqueamento por corte de gás, e que a segregação dos elementos de enfraquecimento intergranular aos limites de grão de austenita anterior na área de segregação central de espessura de placa é adicionalmente facilitada aquecendo-se durante o corte de gás, como um resultado do qual a resistibilidade dos limites de grão de austenita anterior diminui de modo significativo e craqueamento por corte de gás ocorre.

[00015] A segregação de Mn e P ao centro de espessura de placa acontece durante lingotamento contínuo. No lingotamento contínuo, a solidificação de aço fundido avança para dentro a partir da superfície. Aqui, visto que o limite de solubilidade sólida de Mn ou P é maior em fase líquida que em fase sólida, elementos de liga, tais como Mn e P se concentram dentro do aço fundido a partir do aço solidificado na interface de fase sólida-líquida. Na posição central de espessura de placa que é a parte de solidificação final, o aço fundido concentrado de modo significativo com os elementos de liga se solidifica, o que, desse modo, forma a área de segregação central.

[00016] Com base nessas descobertas, foi examinado adicionalmente como evitar craqueamento originado a partir da área de segregação central. Descobriu-se consequentemente que, suprimindo-se a segregação central de Mn e P no lingotamento contínuo e, também, refinando-se o tamanho de grão de austenita primária na microestrutura da placa de aço final, uma excelente resistência a craqueamento por corte de gás é obtida, mesmo quando o teor de Mn na placa de aço inteira for alto.

[00017] A presente descrição tem base nessas descobertas. Fornece-se, dessa forma:

[00018] 1. Uma placa de aço resistente à abrasão que compreende: uma composição química que contém (que consiste em), em % em massa, C: 0,20% a 0,45%, Si: 0,01% a 1,0%, Mn: 0,3% a 2,5%, P: 0,020% ou menos, S: 0,01% ou menos, Cr: 0,01% a 2,0%, Ti: 0,10% a 1,00%, B: 0,0001% a 0,0100%, Al: 0,1% ou menos, N: 0,01% ou menos, e um saldo que consiste em Fe e impurezas inevitáveis; e uma microestrutura na qual uma fração de volume de martensita em uma profundidade de 1 mm a partir de uma superfície da placa de aço resistente à abrasão é 90% ou mais, e um tamanho de grão de austenita primária na espessura intermediária da placa de aço resistente à abrasão é 80 μm ou menos, em que uma densidade numérica de precipitado de TiC que tem um tamanho de 0,5 μm ou mais em uma profundidade de 1mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão é 400 partículas/mm2 ou mais, e uma concentração [Mn] de Mn em % em massa e uma concentração [P] de P em % de massa em uma área de segregação central de espessura de placa satisfazem a seguinte Expressão (1): 0,04[Mn] + [P] < 0,50 ... (1).

[00019] 2. A placa de aço resistente à abrasão, 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 2,0%, Ni: 0,01% a 10,0%, Mo: 0,01% a 3,0%, Nb: 0,001% a 0,100%, V: 0,001% a 1,00%, W: 0,01% a 1,5%, Ca: 0,0001% a 0,0200%, Mg: 0,0001% a 0,0200%, e REM: 0,0005% a 0,0500%.

[00020] 3. A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com 1. ou 2., em que uma redução de área em um ensaio de tração após sujeição a tratamento de enfraquecimento por revenimento e tratamento de enfraquecimento por hidrogênio subsequente é 10% ou mais.

[00021] 4. Um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, conforme definido em qualquer um dentre 1. a 3., o método compreende: submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo, para formar uma placa; aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; submeter a placa aquecida à laminação a quente em que a laminação de redução com um fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais são desempenhadas três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente; reaquecer a placa de aço laminada a quente a uma temperatura de têmpera de reaquecimento; e temperar a placa de aço laminada a quente, em que a placa tem a composição química, conforme definido em 1. ou 2., no lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante a partir de uma posição de solidificação final da placa, a temperatura de têmpera de reaquecimento é Ac3 a 1.050°C, e uma taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera é 1°C/s ou mais.

[00022] 5. O método, de acordo com 4., que compreende, adicionalmente, revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco em uma temperatura de revenimento de 100°C a 300°C.

[00023] 6. Um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, conforme definido em qualquer um dentre 1. a 3., o método compreende: submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo, para formar uma placa; aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; submeter a placa aquecida à laminação a quente em que a laminação de redução com um fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais são desempenhadas três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente; e temperar diretamente a placa de aço laminada a quente, em que a placa tem a composição química, conforme definido em 1. ou 2., no lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante a partir de uma posição de solidificação final da placa, uma temperatura de têmpera direta na têmpera direta é Ac3 ou mais, e uma taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera direta é 1°C/s ou mais.

[00024] 7. O método, de acordo com 6., que compreende, adicionalmente, revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco em uma temperatura de revenimento de 100°C a 300°C.

(EFEITO VANTAJOSO)

[00025] Dessa forma, é possível obter excelente resistência à fratura retardada sem reduzir excessivamente o teor de Mn na placa de aço inteira e, portanto, alcançar tanto a resistência à fratura retardada e resistência à abrasão na placa de aço resistente à abrasão em baixo custo. A técnica presentemente revelada é eficaz não apenas para resistência à fratura retardada após corte de gás, porém também para fraturas retardadas causadas por outros fatores.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

[00026] Nas Figuras anexas:

[00027] A Figura 1 é um diagrama esquemático que ilustra uma posição de solidificação final em lingotamento contínuo; e

[00028] Figura 2 é um diagrama esquemático que ilustra um método de lingotamento contínuo, de acordo com uma dentre as modalidades reveladas.

DESCRIÇÃO DETALHADA COMPOSIÇÃO QUÍMICA

[00029] Um método de implantar a presente descrição é descrito em detalhes abaixo. Na presente descrição, é importante que uma placa de aço usada em uma placa de aço resistente à abrasão e sua produção tenha a composição química descrita acima. As razões para limitar a composição química de aço dessa maneira na presente descrição são descritas primeiro. Na descrição, “%” em relação à composição química denota “% em massa” a menos que notado de outro modo.

[00030] C: 0,20% a 0,45%

[00031] C é um elemento essencial para formar carboneto, tal como TiC. Se o teor de C é menor que 0,20%, o teor de C de soluto em microestrutura de martensita é baixo, o que causa uma diminuição em resistência à abrasão. Se o teor de C é maior que 0,45%, a soldabilidade e exequibilidade diminuem. O teor de C é, portanto, 0,20% a 0,45% na presente descrição. O teor de C é, preferencialmente, 0,23% a 0,43%.

[00032] Si: 0,01% a 1,0%

[00033] Si é um elemento eficaz em desoxidação. Se o teor de Si é menor que 0,01%, o efeito é insuficiente. Si também é um elemento que contribui à dureza superior do aço por intensificação de solução sólida. No entanto, se o teor de Si é maior que 1,0%, não apenas a ductilidade e a robustez diminuem, porém também problemas, tal como um aumento no número de inclusões surge. O teor de Si é, portanto, 0,01% a 1,0%. O teor de Si é, preferencialmente, de 0,01% a 0,8%.

[00034] Mn: 0,3% a 2,5%

[00035] Mn é um elemento que tem uma função de melhorar a temperabilidade de arrefecimento do aço. Adicionar Mn aumenta a dureza do aço após têmpera, como um resultado do qual resistência à abrasão pode ser melhorada. Se o teor de Mn é menor que 0,3%, o efeito é insuficiente. O teor de Mn é, portanto, 0,3% ou mais. Se o teor de Mn é maior que 2,5%, não apenas soldabilidade e robustez diminuem, porém também a resistência à fratura retardada diminui. O teor de Mn é, portanto, 2,5% ou menos. O teor de Mn é, preferencialmente, de 0,5% a 2,3%.

[00036] P: 0,020% ou menos

[00037] P é um elemento de enfraquecimento intergranular. A segregação de P a limites de grão de cristal causa uma diminuição na robustez do aço e também causa uma diminuição em resistência de fratura retardada. O teor de P é, portanto, 0,020% ou menos. O teor de P é preferencialmente 0,015% ou menos. O teor de P é, preferencialmente, o mais baixo possível. Consequentemente, nenhum limite inferior é colocado no teor de P, e o limite inferior pode ser 0%. Tipicamente, no entanto, P é um elemento contido inevitavelmente em aço como uma impureza, de modo que em termos industriais o limite inferior pode ser maior que 0%. O teor de P excessivamente baixo leva a tempo de refinação mais longo e custo mais alto e, portanto, o teor de P é, preferencialmente, 0,001% ou mais.

[00038] S: 0,01% ou menos

[00039] S diminui a robustez do aço e, portanto, o teor de S é 0,01% ou menos. O teor de S é preferencialmente 0,005% ou menos. O teor de S é, preferencialmente, o mais baixo possível. Consequentemente, nenhum limite inferior é colocado no teor de S, e o limite inferior pode ser 0%. Em termos industriais, o limite inferior pode ser maior que 0%. O teor de S excessivamente baixo leva a tempo de refinação mais longo e custo mais alto, e, portanto, o teor de S é, preferencialmente, 0,0001% ou mais.

[00040] Cr: 0,01% a 2,0%

[00041] Cr é um elemento que tem uma função de melhorar a temperabilidade de arrefecimento do aço. Adicionar Cr aumenta a dureza do aço após têmpera, como um resultado do qual resistência à abrasão pode ser melhorada. Para alcançar o efeito, o teor de Cr necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de Cr é maior que 2,0%, a soldabilidade diminui. O teor de Cr é, portanto, 0,01% a 2,0%. O teor de Cr é, preferencialmente, 0,05% a 1,8%.

[00042] Ti: 0,10% a 1,00%

[00043] Ti é um elemento que tem uma propriedade de formar carboneto com C e precipitar. Visto que TiC, que é um carboneto de Ti, tem alta dureza, a precipitação de TiC pode melhorar a resistência de abrasão da placa de aço. Se o teor de Ti é menor que 0,10%, TiC não pode ser formado de modo eficaz. O teor de Ti é, portanto, 0,10% ou mais. Se o teor de Ti é maior que 1,00%, a exequibilidade da placa de aço diminui, e o curto aumenta. O teor de Ti é, portanto, 1,00% ou menos. O teor de Ti é, preferencialmente, 0,15% a 0,9%.

[00044] B: 0,0001% a 0,0100%

[00045] B é um elemento que tem um efeito de melhorar temperabilidade de arrefecimento e, dessa forma, melhora a resistibilidade da placa de aço quando adicionado em quantidade infinitesimal. Para alcançar o efeito, o teor de B necessita ser 0,0001% ou mais. Se o teor de B é maior que 0,0100%, a soldabilidade diminui e também a temperabilidade de arrefecimento diminui. O teor de B é, portanto, 0,0001% a 0,0100%. O teor de B é, preferencialmente, 0,0001% a 0,0050%.

[00046] Al: 0,1% ou menos

[00047] Al é um elemento eficaz como um desoxidante. No entanto, se o teor de Al é maior que 0,1%, a pureza do aço diminui e, consequentemente, a ductilidade e a robustez diminuem. O teor de Al é, portanto, 0,1% ou menos. Nenhum limite inferior é colocado no teor de Al, contudo o teor de Al é, preferencialmente, 0,001% ou mais em termos de efeito de desoxidação.

[00048] N: 0,01% ou menos

[00049] N é um elemento que diminui a ductilidade e a robustez e, portanto, o teor de N é 0,01% ou menos. O teor de N é, preferencialmente, o mais baixo possível. Consequentemente, nenhum limite inferior é colocado no teor de N, e o limite inferior pode ser 0%. Tipicamente, no entanto, N é um elemento contido inevitavelmente em aço como uma impureza, de modo que em termos industriais o limite inferior pode ser maior que 0%. O teor de N excessivamente baixo leva a tempo de refinação mais longo e custo mais alto e, portanto, o teor de N é, preferencialmente, 0,0005% ou mais.

[00050] A placa de aço usado na presente descrição contém o saldo que consiste em Fe e impurezas inevitáveis além dos componentes descritos acima.

[00051] A placa de aço, de acordo com a presente descrição, tem os componentes descritos acima como componentes básicos. Para melhoramento em temperabilidade de arrefecimento ou soldabilidade, a placa de aço pode conter, opcionalmente, um ou mais selecionados a partir do grupo que consiste em Cu: 0,01% a 2,0%, Ni: 0,01% a 10,0%, Mo: 0,01% a 3,0%, Nb: 0,001% a 0,100%, V: 0,001% a 1,00%, W: 0,01% a 1,5%, Ca: 0,0001% a 0,0200%, Mg: 0,0001% a 0,0200%, e REM: 0,0005% a 0,0500%.

[00052] Cu: 0,01% a 2,0%

[00053] Cu é um elemento que tem a capacidade de melhorar temperabilidade de arrefecimento sem degradar consideravelmente a robustez em metal de base e juntas soldadas. Para alcançar o efeito, o teor de Cu necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de Cu é maior que 2,0%, o craqueamento de placa de aço é causado por uma camada concentrada de Cu formada diretamente abaixo de escala. Consequentemente, no caso de adicionar Cu, o teor de Cu é 0,01% a 2,0%. O teor de Cu é, preferencialmente, 0,05% a 1,5%.

[00054] Ni: 0,01% a 10,0%

[00055] Ni é um elemento que tem um efeito de aprimorar temperabilidade de arrefecimento e também melhorar robustez. Para alcançar o efeito, o teor de Ni necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de Ni é maior que 10,0%, o custo de produção aumenta. Consequentemente, no caso de adicionar Ni, o teor de Ni é 0,01% a 10,0%. O teor de Ni é, preferencialmente, 0,05% a 5,0%.

[00056] Mo: 0,01% a 3,0%

[00057] Mo é um elemento que melhora a temperabilidade de arrefecimento do aço. Para alcançar o efeito, o teor de Mo necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de Mo é maior que 3,0%, a soldabilidade diminui. Consequentemente, no caso de adicionar Mo, o teor de Mo é 0,01% a 3,0%. O teor de Mo é, preferencialmente, 0,05% a 2,0%.

[00058] Nb: 0,001% a 0,100%

[00059] Nb é um elemento que tem um efeito de reduzir o tamanho de grão de austenita primária precipitando-se como carbonitreto. Para alcançar o efeito, o teor de Nb necessita ser 0,001% ou mais. Se o teor de Nb é maior que 0,100%, a soldabilidade diminui. Consequentemente, no caso de adicionar Nb, o teor de Nb é 0,001% a 0,100%.

[00060] V: 0,001% a 1,00%

[00061] V é um elemento que tem um efeito de melhorar a temperabilidade de arrefecimento do aço. Para alcançar o efeito, o teor de V necessita ser 0,001% ou mais. Se o teor de V é maior que 1,00%, a soldabilidade diminui. Consequentemente, no caso de adicionar V, o teor de V é 0,001% a 1,00%.

[00062] W: 0,01% a 1,5%

[00063] W é um elemento que tem um efeito de melhorar a temperabilidade de arrefecimento do aço. Para alcançar o efeito, o teor de W necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de W é maior que 1,5%, a soldabilidade diminui. Consequentemente, no caso de adicionar W, o teor de W é 0,01% a 1,5%.

[00064] Ca: 0,0001% a 0,0200%

[00065] Ca é um elemento que melhora soldabilidade formando-se oxissulfeto que tem alta estabilidade em temperatura alta. Para alcançar o efeito, o teor de Ca necessita ser 0,0001% ou mais. Se o teor de Ca é maior que 0,0200%, a pureza diminui e a robustez do aço é prejudicada. Consequentemente, no caso de adicionar Ca, o teor de Ca é 0,0001% a 0,0200%.

[00066] Mg: 0,0001% a 0,0200%

[00067] Mg é um elemento que melhora a soldabilidade formando- se oxissulfeto que tem alta estabilidade em temperatura alta. Para alcançar o efeito, o teor de Mg necessita ser 0,0001% ou mais. Se o teor de Mg é maior que 0,0200%, o efeito de adição de Mg é saturado, e o efeito apropriado ao teor não pode ser esperado, o que é economicamente desvantajoso. Consequentemente, no caso de adicionar Mg, o teor de Mg é 0,0001% a 0,0200%.

[00068] REM: 0,0005% a 0,0500%

[00069] REM (metal de terra-rara) é um elemento que melhora a soldabilidade formando-se oxissulfeto que tem alta estabilidade em temperatura alta. Para alcançar o efeito, o teor de REM necessita ser 0,0005% ou mais. Se o teor de REM é maior que 0,0500%, o efeito de adição de REM é saturado, e o efeito apropriado ao teor não pode ser esperado, o que é economicamente desvantajoso. Consequentemente, no caso de adicionar REM, o teor de REM é 0,0005% a 0,0500%.

MICROESTRUTURA

[00070] Além de ter a composição química descrita acima, a placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a presente descrição, tem uma microestrutura na qual a fração de volume de martensita em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão é 90% ou mais, e o tamanho de grão de austenita primária na parte central de espessura de placa da placa de aço resistente à abrasão é 80 μm ou menos. As razões para limitar a microestrutura do aço dessa maneira são descritas abaixo.

[00071] Fração de volume de martensita: 90% ou mais

[00072] Se a fração de volume de martensita é menor que 90%, a dureza da matriz da placa de aço diminui, de modo que a resistência à abrasão diminui. A fração de volume de martensita é, portanto, 90% ou mais. Microestruturas remanescentes diferentes de martensita não são limitadas e podem ser microestruturas de ferrita, perlita, austenita e bainita. A fração de volume de martensita é, preferencialmente, tão alta quanto possível. Consequentemente, nenhum limite superior é colocado na fração de volume, e o limite superior pode ser 100%. A fração de volume de martensita é um valor em uma posição de profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão. A fração de volume de martensita pode ser medida pelo método descrito na seção EXEMPLOS.

[00073] O tamanho de grão de austenita primária: 80 μm ou menos

[00074] Se o tamanho de grão de austenita primária é maior que 80 μm, a resistência de fratura retardada da placa de aço resistente à abrasão diminui. Isso acontece pelo fato de que, como um resultado da diminuição da área dos limites de grão de austenita anterior, os teores de Mn e P por área unitária dos limites de grão de austenita anterior aumentam, e o enfraquecimento de limite de grão se torna proeminente. O tamanho de grão de austenita primária é, portanto, 80 μm ou menos. O tamanho de grão de austenita primária é, preferencialmente, tão pequeno quanto possível. Consequentemente, nenhum limite inferior é colocado no tamanho de grão de austenita primária, porém o tamanho de grão de austenita primária é, tipicamente, 1 μm ou mais. O tamanho de grão de austenita primária mencionado aqui é o diâmetro circular equivalente de grãos austenitas anteriores na parte central de espessura de placa da placa de aço resistente à abrasão. O tamanho de grão de austenita primária pode ser medido pelo método descrito na seção EXEMPLOS.

Precipitado de TiC

[00075] A densidade numérica de precipitado de TiC que tem a tamanho de 0,5 μm ou mais: 400 partículas/mm2 ou mais.

[00076] Na placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a presente descrição, além de controlar a composição química e microestrutura da placa conforme descrito acima, TiC grosso é precipitado para melhorar resistência à abrasão. TiC é duro e, portanto, tem um efeito de melhorar resistência à abrasão. Com TiC que tem um tamanho de menos que 0,5 μm, no entanto, uma resistência à abrasão suficiente que melhora o efeito não pode ser alcançada. Mesmo no caso em que TiC que tem um tamanho de 0,5 μm ou mais precipita, se a densidade numérica (o número por 1 mm2) de TiC é menor que 400 partículas/mm2, a resistência à abrasão que melhora o efeito é muito pequena. Consequentemente, a densidade numérica de precipitados de TiC que têm um tamanho de 0,5 μm ou mais é 400 partículas/mm2 ou mais. Nenhum limite superior é colocado na densidade numérica, contudo a densidade numérica é tipicamente 5.000 partículas/mm2 ou menos. O precipitado de TiC também inclui uma inclusão complexa de TiC e TiN ou TiS. A densidade numérica é um valor em uma posição de profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão. O tamanho de precipitado de TiC mencionado aqui é o diâmetro circular equivalente do precipitado de TiC. A densidade numérica pode ser medida pelo método descrito na seção EXEMPLOS.

[00077] Segregação central

[00078] Na presente descrição, é importante que a concentração [Mn] de Mn (% em massa) e a concentração [P] de P (% em massa) na área de segregação central de espessura de placa satisfaçam a seguinte Expressão (1): 0,04[Mn] + [P] < 0,50 ... (1).

[00079] Conforme descrito acima, uma fratura retardada após o corte de gás se origina a partir de uma parte em que Mn e P, que são elementos de enfraquecimento intergranular, segregam de modo significativo na área de segregação central de espessura de placa. Adicionalmente, a examinação revelou que a influência de P em enfraquecimento de limite de grão é maior que de Mn. Logo, a resistência a craqueamento por corte de gás, pode ser melhorada controlando-se as concentrações de Mn e P na área de segregação central de espessura de placa de modo a satisfazer a Expressão (1). Nenhum limite inferior é colocado no valor de (0,04[Mn] + [P]). Tipicamente, no entanto, [Mn] não é menor que o teor de Mn [Mn]0 na placa de aço inteira e [P] não é menor que o teor de P [P]0 na placa de aço inteira, de modo que O,O4[Mn]o + [P]o < 0,04[Mn] + [P]. As concentrações [Mn] e [P] de Mn e P na área de segregação central de espessura de placa podem ser medidas pelo método descrito na seção EXEMPLOS.

MÉTODO DE PRODUÇÃO

[00080] Um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a presente descrição, é descrito abaixo. A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a presente descrição, pode ser produzida por qualquer um dentre um método de desempenhar têmpera de reaquecimento (RQ) após laminação a quente e um método de desempenhar têmpera direta (DQ) após laminação a quente.

[00081] Em uma modalidade revelada que envolve têmpera de reaquecimento, a placa de aço resistente à abrasão pode ser produzida desempenhando-se, essencialmente, o seguinte:

[00082] (1) submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo para formar uma placa;

[00083] (2) aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C;

[00084] (3) rolar a quente a placa aquecida para obter uma placa de aço laminada a quente;

[00085] (4-1) reaquecer a placa de aço laminada a quente a uma temperatura de têmpera de reaquecimento; e

[00086] (4-2) temperar a placa de aço laminada a quente reaquecida.

[00087] Em outra modalidade revelada que envolve têmpera direta, a placa de aço resistente à abrasão pode ser produzida desempenhando-se, essencialmente, o seguinte:

[00088] (1) submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo para formar uma placa;

[00089] (2) aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C;

[00090] (3) rolar a quente a placa aquecida para obter uma placa de aço laminada a quente;

[00091] (4) temperar diretamente a placa de aço laminada a quente.

[00092] Em cada uma dentre essas modalidades, a composição química da placa é como descrita acima. No lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante da posição de solidificação final da placa. Ademais, a temperatura de têmpera de reaquecimento, no caso de desempenhar a têmpera de reaquecimento, é Ac3 a 1.050°C, e a temperatura de têmpera direta no caso de desempenhar a têmpera direta é Ac3 ou mais. Adicionalmente, em cada um dentre a têmpera de aquecimento e a têmpera direta, a taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C é 1°C/s ou mais. As razões para limitar as condições dessa maneira são descritas abaixo. A temperatura mencionada na descrição a seguir é a temperatura na parte central de espessura de placa a menos que notado de outro modo. A temperatura na parte central de espessura de placa pode ser calculada por cálculo de transferência térmica. A descrição a seguir se aplica a ambos os casos de desempenhar a têmpera de reaquecimento e o caso de desempenhar a têmpera direta, a menos que notado de outro modo.

[00093] A laminação de redução leve: desempenha laminação de redução leve com gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais duas vezes ou mais a montante de posição de solidificação final da placa.

[00094] A segregação central de uma placa produzida por uma máquina de lingotamento contínuo ilustrada na Figura 1 é formada como um resultado de elementos de liga que se concentram dentro do aço fundido na interface de fase sólida-líquida durante progresso de solidificação e o aço fundido concentrado de modo significativo que se solidifica na posição de solidificação final. Consequentemente, desempenhando-se, gradualmente, a laminação de redução a montante da posição de solidificação final da placa na máquina de lingotamento contínuo de modo que o vão de rolo diminua a partir de a montante para a jusante na linha de lingotamento contínuo conforme ilustrado na Figura 2, o aço fundido concentrado com os elementos de liga é acumulado a montante, e a parte já solidificada é aniquilada, com a mesma sendo possível reduzir a segregação central. Para alcançar o efeito, é necessário desempenhar, a montante da posição de solidificação final da placa, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais duas vezes ou mais, isto é, desempenhar a laminação de redução de tal modo que (dta + dtb)/L na Figura 2 seja 0,4 mm/m ou mais duas vezes ou mais. Se o número de vezes que a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada é 1 ou menos, o efeito de acúmulo do aço fundido da parte não solidificada a montante é insuficiente, e o efeito de redução de segregação pela laminação de redução leve é insuficiente. Portanto, no lingotamento contínuo (1), a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante da posição de solidificação final da placa. Nenhum limite superior é colocado no número de vezes que a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada, contudo o número de vezes é, preferencialmente, 30 ou menos em termos de rentabilidade de instalação de rolos para laminação de redução leve. Nenhum limite superior é colocado no gradiente de redução de laminação da laminação de redução, contudo o gradiente de redução de laminação é, preferencialmente, 10,0 mm/m ou menos em termos de proteger a linha dos rolos para laminação de redução leve. A posição de solidificação final da placa é detectável transmitindo-se uma onda acústica eletromagnética através da placa.

[00095] Temperatura de aquecimento: 1.000°C a 1.300°C

[00096] Se a temperatura de aquecimento no aquecimento (2) é menor que 1.000°C, a resistência de deformação na laminação a quente aumenta, o que causa uma diminuição em produtividade. Se a temperatura de aquecimento é mais que 1.300°C, a oxidação da superfície de aço avança de modo significativo. Isso resulta em degradação na textura de superfície da placa de aço obtida. A temperatura de aquecimento é, portanto, 1.000°C a 1.300°C.

[00097] Laminação a quente: desempenhar a laminação de redução com fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais três vezes ou mais

[00098] Com apenas a redução de segregação de placa por laminação de redução leve no lingotamento contínuo, é impossível efetuar um excelente estado de segregação em resistência de fratura retardada. Logo, o efeito de redução de segregação na laminação a quente necessita ser usado conjuntamente. Em detalhe, desempenhando-se laminação de redução alta com uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura alta de 950 °C ou mais três vezes ou mais na laminação a quente, o efeito de redução de segregação facilitando-se a difusão atômica através de introdução de desgaste e recristalização de microestrutura de austenita é alcançada. Se a temperatura de laminação é 950°C ou menos ou o número de vezes laminação de redução com uma redução de laminação de 7% ou mais é desempenhada é menor que 3, recristalização de microestrutura é insuficiente e, portanto, o efeito de redução de segregação não pode ser alcançado. Nenhum limite superior é colocado na redução de laminação, contudo a redução de laminação é, preferencialmente, 40% ou menos em termos de proteção de moinho. Tipicamente, quando a concentração de carbono em aço é alta, a faixa de temperatura entre temperatura de líquido e temperatura de sólido amplia e, portanto, o tempo de permanência no estado coexistente de fase sólida-líquida em que os processos de segregação aumentam, e a segregação central de elementos de liga ou elementos de impureza aumentam. Combinando-se a laminação de redução leve e a laminação a quente, no entanto, a segregação central pode ser reduzida a tal nível que fornece resistência de fratura retardada favorável, mesmo no caso em que a concentração de carbono é alta como em aço resistente à abrasão.

[00099] O desgaste introduzido na placa de aço na laminação não é uniforme na direção de espessura de placa, e sua distribuição na direção de espessura de placa depende do fator de formato de laminação (ld/hm) definido pela seguinte Expressão: ld/hm = {R(hi-h0)}1/2/{(hi + 2h0)/3}

[000100] em que ld é o comprimento projetado do arco de contato, hm é a espessura média de placa, R é o raio de rolo, hi é a espessura de placa no lado de entrada, e h0 é a espessura de placa no lado de saída, e cada passagem de rolo. Para aplicar desgaste rolando-se à parte central de espessura de placa que tem segregação central, o fator de formato de laminação (ld/hm) necessita ser 0,7 ou mais. Se o fator de formato de laminação é menor que 0,7, o desgaste aplicado à camada de superfície de placa de aço durante a laminação aumenta, e o desgaste introduzido na parte central de espessura de placa da placa de aço diminui, o que causa recristalização de microestrutura insuficiente. Em tal caso, o efeito de redução de segregação exigido não pode ser alcançado. O fator de formato de laminação é, portanto, 0,7 ou mais. O fator de formato de laminação pode ser aumentado aumentando-se o raio de rolo ou diminuindo-se a redução de laminação. Nenhum limite superior é colocado no fator de formato de laminação, contudo o fator de formato de laminação é, preferencialmente, 3,5 ou menos em termos de proteção de moinho.

[000101] Temperatura de têmpera de reaquecimento: Ac3 a 1.050°C

[000102] No caso de desempenhar a têmpera de reaquecimento, se a temperatura de aquecimento (temperatura de têmpera de reaquecimento) no reaquecimento (4-1) é menor que o ponto de Ac3, a microestrutura após a laminação a quente permanece não transformada, e uma microestrutura predeterminada principalmente composta de martensita não pode ser obtida. Isso causa uma diminuição em dureza e, dessa forma, uma diminuição em resistência à abrasão. Se a temperatura de aquecimento é maior que 1.050°C, os grãos de austenita engrossam durante o aquecimento, fazendo com que o tamanho de grão de austenita primária, após a têmpera, seja maior que 80 μm. A temperatura de têmpera de reaquecimento é, portanto, Ac3 a 1.050°C.

[000103] Temperatura de têmpera direta: Ac3 ou mais

[000104] No caso de desempenhar a têmpera direta, se a temperatura de têmpera (temperatura de têmpera direta) na têmpera direta (4) é menor que o ponto de Ac3, as proporções de microestruturas diferentes de martensita aumentam, e uma microestrutura predeterminada principalmente composta de martensita não pode ser obtida. Isso causa uma diminuição em dureza e, dessa forma, uma diminuição em resistência à abrasão. A temperatura de têmpera direta é, portanto, Ac3 ou mais. Nenhum limite superior é colocado na temperatura de têmpera direta, contudo a temperatura de têmpera direta é 1.300°C ou menos por causa do limite superior da temperatura de aquecimento na laminação a quente é 1.300°C. A “temperatura de têmpera direta” mencionada aqui é a temperatura de superfície de placa de aço no início de têmpera. A temperatura de têmpera direta pode ser medida com a utilização de um termômetro de radiação imediatamente antes da têmpera.

[000105] A taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C: 1°C/s ou mais

[000106] Em cada um do caso de desempenhar a têmpera de reaquecimento e o caso de desempenhar a têmpera direta, se a taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera é menor que 1°C/s, a microestrutura de ferrita ou perlita é misturada na microestrutura da placa de aço após a têmpera, de modo que a dureza da matriz diminui e como um resultado a resistência à abrasão diminui. A taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera é, portanto, 1°C/s ou mais. Nenhum limite superior é colocado na taxa média de resfriamento, contudo a taxa média de resfriamento é, preferencialmente, 300°C/s ou menos pelo fato de que, em uma linha típica, a microestrutura varia de modo significativo na direção de laminação e a direção transversa de placa da placa de aço quando a taxa média de resfriamento é maior que 300°C/s.

[000107] A temperatura de final de resfriamento na têmpera não é limitada, porém é, preferencialmente, 300°C ou menos pelo fato de que uma temperatura de final de resfriamento de mais que 300°C pode causar uma diminuição em razão de microestrutura de martensita e uma diminuição na dureza da placa de aço. Nenhum limite inferior é colocado na temperatura de final de resfriamento, contudo a temperatura de final de resfriamento é, preferencialmente, 50°C ou mais pelo fato de que a eficiência de produção diminui se resfriamento é continuado sem necessidade.

[000108] Em cada um do caso de desempenhar a têmpera de reaquecimento e o caso de desempenhar a têmpera direta, o seguinte pode ser desempenhado após a têmpera:

[000109] (5) revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco a uma temperatura de 100°C a 300°C.

[000110] Temperatura de revenimento: 100°C a 300°C

[000111] Se a temperatura de revenimento no processo de revenimento é 100°C ou mais, a robustez e exequibilidade da placa de aço pode ser melhorada. Se a temperatura de revenimento é maior que 300°C, microestrutura de martensita suaviza de modo significativo e, consequentemente, a resistência à abrasão diminui. A temperatura de revenimento é, portanto, 100°C a 300°C.

[000112] Após aquecimento da placa de aço à temperatura de revenimento, a placa de aço pode ser submetida a resfriamento por ar. O tempo de imersão no tratamento de revenimento não é limitado, porém é, preferencialmente, 1 min ou mais em termos de aprimorar o efeito de revenimento. O longo tempo de imersão, entretanto, leva a uma diminuição em dureza e, consequentemente, o tempo de imersão é, preferencialmente, 3 h ou menos.

EXEMPLOS

[000113] Uma descrição mais detalhada é proporcionada abaixo com base nos exemplos. Os exemplos a seguir representam meramente exemplos preferenciais, e a presente descrição não é limitada a esses exemplos.

[000114] Primeiro, as placas que têm as composições químicas listadas na Tabela 1 foram produzidas pelo método de lingotamento contínuo. Na produção de algumas das placas, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais foi desempenhada a montante da posição de solidificação final da placa, a fim de reduzir a segregação da parte central de espessura de placa. As condições da laminação de redução leve são listadas na Tabela 2. A temperatura de Ac3 na Tabela 2 é calculada de acordo com a seguinte Expressão: Ac3 (°C) = 937 - 5.722,765([C]/12,01 - [Ti]/47,87) + 56[Si] - 19,7[Mn] - 16,3[Cu] - 26,6[Ni] - 4,9[Cr] + 38,1[Mo] + 124,8[V] - 136,3[Ti] - 19[Nb] + 3.315[B]

[000115] em que [M] é o teor (% em massa) de elemento M, e [M] = 0 no caso em que elemento M não é adicionado.

[000116] Cada placa obtida foi, então, sequencialmente submetida aos processos de aquecimento, laminação a quente, e têmpera direta ou têmpera de reaquecimento, o que, dessa forma, obtém uma placa de aço. Algumas das placas de aço foram adicionalmente reaquecidas para revenir após a têmpera. As condições de tratamento em cada um dos processos são listadas na Tabela 2. O resfriamento na têmpera foi desempenhado injetando-se, enquanto passando a placa de aço, água de uma alta taxa de fluxo às superfícies frontal e posterior da placa de aço. A taxa de resfriamento na têmpera é a taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C calculada por cálculo de transferência de calor. O resfriamento foi desempenhado a 300°C ou menos.

[000117] Para cada uma das placas de aço obtidas, o teor de Mn e o teor de P na área de segregação central de espessura de placa, a fração de volume de martensita, o tamanho de grão de austenita primária, e a densidade numérica de precipitado de TiC foram medidos pelos métodos a seguir. Os resultados de medição são listados na Tabela 3.

TEOR DE MN E TEOR DE P EM ÁREA DE SEGREGAÇÃO CENTRAL DE ESPESSURA DE PLACA

[000118] Para produzir uma amostra de medição, uma parte central da placa de aço obtida tanto na direção transversa de placa quanto na direção de espessura de placa foi recortada em um formato de paralelepípedo retangular com uma largura de 500 mm na direção transversa de placa e uma espessura de 3 mm na direção de espessura de placa. O aço recortado foi cortado adicionalmente em 20 partes iguais na direção transversa de placa, para obter 20 amostras de medição com uma largura de 25 mm na direção transversa de placa. A superfície (uma largura de 25 mm na direção transversa de placa x uma espessura de 3 mm na direção de espessura de placa) da amostra de medição ortogonal à direção de laminação foi polida com espelho e, então, a análise imediatamente quantitativa por um microanalisador de sonda eletrônica (EPMA) foi conduzida com a superfície polida com espelho como um plano de medição.

[000119] As condições da medição de EPMA foram como a seguir. O valor máximo de (0,04[Mn] + [P]) na faixa de medição mencionada abaixo foi tomada para ser o valor de (0,04[Mn] + [P]) na presente descrição.

(CONDIÇÕES DE MEDIÇÃO DE EPMA)

[000120] tensão de aceleração: 20 kV

[000121] corrente de irradiação: 0,5 μA

[000122] tempo acumulativo: 0,15 s

[000123] diâmetro de feixe: 15 μm

[000124] faixa de medição: altura 3 mm x largura 25 mm x 20 amostras.

FRAÇÃO DE VOLUME DE MARTENSITA

[000125] A resistência à abrasão de uma placa de aço depende, principalmente, da dureza da parte de camada de superfície. Consequentemente, uma amostra foi coletada a partir do centro de cada placa de aço obtida na direção transversa de placa de modo que a posição de observação foi uma posição de profundidade de 1 mm a partir da superfície. A superfície da amostra foi polida com espelho e gravada, adicionalmente, com nital e, então, uma imagem de uma faixa de 10 mm x 10 mm foi capturada com a utilização de um microscópio eletrônico de varredura (SEM). A imagem capturada foi analisada com a utilização de um analisador de imagem para calcular a fração de área de martensita, e valor calculado foi tomado para ser a fração de volume de martensita na presente descrição.

TAMANHO DE GRÃO DE AUSTENITA PRIMÁRIA

[000126] Uma amostra de medição para o tamanho de grão de austenita primária foi coletada a partir da parte central de espessura de placa que tem segregação central como uma origem de craqueamento por corte de gás, no centro da placa de aço na direção de largura. A superfície da amostra foi polida com espelho e gravada, adicionalmente, com ácido pícrico e, então, uma imagem de uma faixa de 10 mm x 10 mm foi capturada com a utilização de um microscópio óptico. A imagem capturada foi analisada com a utilização de um analisador de imagem para calcular o tamanho de grão de austenita primária. Aqui, o tamanho de grão de austenita primária foi calculado como um diâmetro circular equivalente.

DENSIDADE NUMÉRICA DE PRECIPITADO DE TIC

[000127] Uma amostra foi coletada a partir do centro na direção transversa de placa de cada placa de aço de modo que a posição de observação foi uma posição de profundidade de 1 mm a partir da superfície. A superfície da amostra foi polida com espelho e adicionalmente gravada com nital e, então, uma imagem de uma faixa de 10 mm x 10 mm foi capturado com a utilização de um SEM equipamento com um analisador. A imagem capturada foi analisada com a utilização um analisador de imagem para calcular a densidade numérica de precipitado de TiC que tem um tamanho de 0,5 μm ou mais. Aqui, o tamanho do precipitado de TiC foi calculado como um diâmetro circular equivalente.

[000128] Ademais, para cada uma dentre as placas de aço obtidas, a resistência à abrasão e a resistência de fratura retardada foram avaliadas pelos métodos a seguir. Os resultados de avaliação são listados na Tabela 3.

RESISTÊNCIA À ABRASÃO

[000129] A razão de resistência à abrasão que é um índice da resistência à abrasão foi calculada pelo método a seguir. Primeiro, uma peça de teste foi coletada a partir de cada placa de aço obtida. O tamanho da peça de teste foi 25 mm x 75 mm, e a espessura da peça de teste foi a mesma que a espessura de placa da placa de aço original. Um teste de abrasão foi conduzido com a utilização da peça de teste por um método em conformidade com ASTM G-65, a medir abrasão. No teste de abrasão, areia que continha 90% ou mais SiO2 foi usada como areia de abrasão. Como referência de comparação, uma peça de teste formada a partir de uma placa de aço macio (SS400) também foi submetida ao teste de abrasão pelo mesmo método. A razão de resistência à abrasão é calculada como a razão da abrasão da placa de aço macio à abrasão de cada placa aço, isto é, (abrasão de placa de aço macio)/(abrasão de cada placa de aço). Uma razão de resistência à abrasão maior indica resistência à abrasão maior da placa de aço. A medição de abrasão foi desempenhada três vezes, e o valor médio foi tomado como a abrasão.

RESISTÊNCIA DE FRATURA RETARDADA

[000130] Quando uma microestrutura principalmente composta de martensita é aquecida a cerca de 400°C, enfraquecimento por revenimento, isto é, átomos de P presentes perto dos limites de grão de austenita anterior difundindo nos limites de grão de austenita anterior e, dessa forma, fazendo os limites de grão frágeis, ocorre. Visto que uma concentração superior de P está presente na área de segregação central da placa de aço que nas outras áreas, o enfraquecimento por revenimento é mais perceptível na área de segregação central. No caso de submeter a placa de aço a corte de gás, essa área de enfraquecimento por revenimento inevitavelmente aparece na proximidade da superfície de corte. Além disso, hidrogênio contido em gás usado para o corte de gás entra na placa de aço a partir da superfície de corte de gás, o que causa enfraquecimento por hidrogênio. Uma fratura retardada após corte de gás se origina a partir de craqueamento de limites de grão de austenita anterior que se tornaram de modo significativo frágeis devido tal enfraquecimento por revenimento e enfraquecimento por hidrogênio.

[000131] Logo, para avaliar a resistência de fratura retardada após o enfraquecimento por revenimento e enfraquecimento por hidrogênio, um teste foi conduzido de acordo com o procedimento a seguir. Primeiro, a placa de aço foi aquecida a 400°C e, então, resfriada com ar, para aplicar tratamento de enfraquecimento por revenimento. Após isso, uma peça de ensaio de tração de barra redonda JIS no 14A (JIS Z 2241 (2014)) com um diâmetro de porção paralelo de 5 mm e um comprimento de porção paralela de 30 mm foi coletada a partir da parte central de espessura de placa no centro de largura de placa de modo que o comprimento de peça de teste foi paralelo à direção transversa de placa. A peça de ensaio de tração de barra redonda foi imersa adicionalmente em 10% de uma solução de tiocianato de amônio de 25°C para 72 h, para fazer com que a peça de ensaio de tração absorva hidrogênio. Subsequentemente, para evitar a difusão de hidrogênio a partir do ensaio da peça de tração, a superfície do ensaio da peça de tração foi galvanizada a uma espessura de 10 μm a 15 μm em um banho de galvanização composto de ZnCl2 e NH4Cl. A peça de ensaio de tração resultante foi submetida a um ensaio de tração com uma taxa de desgaste de 1,1 x 10-5/s, e a redução de área após fratura foi medida em conformidade com o documento no JIS Z 2241 (2014). O ensaio de tração foi conduzido cinco vezes, e o valor médio das reduções de área foi usado para a avaliação. A quantidade de liberação de hidrogênio total quando uma amostra submetida à absorção de hidrogênio sob as mesmas condições como a peça de ensaio de tração mencionada acima foi aquecida a 400°C por um dispositivo para análise de dessorção térmica de hidrogênio foi 0,8 ppm a 1,1 ppm.

* Saldo que consiste em Fe e impurezas inevitáveis. Subtraços indicam faixa revelada presentemente do lado de fora.

*1 Número de vezes que a laminação de redução leve com gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais foi desempenhada a montante de posição de solidificação final de placa. *2 Número de vezes que a laminação de redução com a razão de formato de laminação de 0,7 ou mais e a redução de laminação de 7% ou mais na temperatura de parte central de espessura de placa de 950 °C ou mais foram desempenhadas. *3 taxa média de resfriamento a partir de 650 a 300 °C. Subtraços indicam faixa revelada presentemente do lado de fora.

* Redução de área em ensaio de tração após sujeição a tratamento de enfraquecimento por revenimento e tratamento de enfraquecimento por hidrogênio subsequente. Subtraços indicam faixa revelada presentemente do lado de fora.

[000132] Como pode ser compreendido a partir dos resultados na Tabela 3, cada placa de aço resistente à abrasão que satisfaz as condições de acordo com a presente descrição teve tanto excelente resistência à abrasão de 4,0 ou mais em razão de resistência à abrasão quanto excelente ductilidade, isto é, resistência de fratura retardada, de 10% ou mais em redução de área no ensaio de tração após sujeição a tratamento de enfraquecimento por revenimento e de tratamento de enfraquecimento por hidrogênio. Visto que a redução de área é, preferencialmente, tão alta quanto possível, nenhum limite superior é colocado na redução de área, contudo a redução de área é, tipicamente, 50% ou menos. Por outro lado, cada placa de aço exemplificativa comparativa que não satisfaz as condições de acordo com a presente descrição foi inferior em pelo menos uma dentre a resistência à abrasão e resistência de fratura retardada.

[000133] Por exemplo, a placa de aço no 14 com teor de C baixo teve resistência à abrasão deficiente, devido ao teor de C de soluto baixo em matriz de martensita. As placas de aço nos 15 e 31 com baixo teor de Ti tiveram resistência à abrasão deficiente, devido a um pequeno número de precipitado de TiC. A placa de aço no 16 com alto teor de P teve resistência de fratura retardada deficiente, devido à alta concentração de P na área de segregação central. As placas de aço no 17 e 30 tiveram resistência de fratura retardada deficiente, pelo fato de que laminação de redução alta na laminação a quente foi insuficiente e, portanto, o grau de segregação central de Mn e P, que são elementos de enfraquecimento intergranular, foi alto. As placas de aço no 18 e 27 tiveram resistência de fratura retardada deficiente, pelo fato de que as condições de laminação de redução leve no lingotamento contínuo foram inapropriadas e, portanto, o grau de segregação central de Mn e P, que são elementos de enfraquecimento intergranular, foi alto. A placa de aço no 19 teve resistência à abrasão deficiente pelo fato de que a temperatura de têmpera de reaquecimento foi menor que Ac3 e como um resultado a fração de volume de martensita diminuiu. A placa de aço no 20 teve resistência à abrasão deficiente pelo fato de que a transformação de martensita não ocorreu devido à baixa taxa de resfriamento na têmpera de reaquecimento. A placa de aço no 21 teve resistência de fratura retardada deficiente pelo fato de que o tamanho de grão de austenita primária aumentou devido à alta temperatura de têmpera de reaquecimento. A placa de aço no 26 teve resistência à abrasão deficiente pelo fato de que a temperatura de têmpera direta foi menor que Ac3 e como um resultado a fração de volume de martensita diminuiu. A placa de aço no 28 teve resistência à abrasão deficiente pelo fato de que a transformação de martensita não ocorreu devido à baixa taxa de resfriamento na têmpera direta. As placas de aço no 18 e 29 tiveram resistência à abrasão deficiente, pelo fato de que a dureza diminuiu devido à temperatura de revenimento alta. LISTA DE REFERÊNCIAS NUMÉRICAS 1 máquina de lingotamento contínuo 2 tina de fusão 3 aço fundido 4 molde 5 rolo 6 camada não solidificada 7 placa (área solidificada) 8 posição de solidificação final 9 rolo de laminador

Claims

1. Placa de aço resistente à abrasão, caracterizada pelo fato de que compreende: uma composição química que contém, em % em massa, C: 0,20% a 0,45%, Si: 0,01% a 1,0%, Mn: 0,3% a 2,5%, P: 0,020% ou menos, S: 0,01% ou menos, Cr: 0,01% a 2,0%, Ti: 0,10% a 1,00%, B: 0,0001% a 0,0100%, Al: 0,1% ou menos, N: 0,01% ou menos, e um saldo que consiste em Fe e impurezas inevitáveis; e uma microestrutura na qual uma fração de volume de martensita em uma profundidade de 1 mm a partir de uma superfície da placa de aço resistente à abrasão é 90% ou mais, a fração de volume de martensita sendo medida por: coleta de uma amostra do centro da placa de aço na direção transversal da placa de modo que a posição de observação seja uma posição de profundidade de 1 mm da superfície; polimento espelhado e gravação adicional da superfície da amostra com nital; captura de uma imagem de uma faixa de 10 mm x 10 mm da amostra usando um microscópio eletrônico de varredura; e análise da imagem capturada usando um analisador de imagem para calcular a fração de área de martensita, sendo o valor calculado a fração de volume de martensita; e um tamanho de grão de austenita primária na espessura intermediária da placa de aço resistente à abrasão é 80 μm ou menos, sendo o tamanho de grão de austenita primária medido por: coleta de uma amostra de medição da parte central da espessura da placa tendo segregação central como origem da rachadura por corte a gás, no centro da placa de aço na direção da largura; polimento espelhado e gravação adicional da amostra com ácido pícrico; captura de uma imagem de um intervalo de 10 mm x 10 mm usando um microscópio óptico; e análise da imagem usando um analisador de imagem para calcular o tamanho de grão de austenita primária, em que o tamanho de grão de austenita primária é calculado como um diâmetro circular equivalente; em que uma densidade numérica de precipitado de TiC que tem um tamanho de 0,5 μm ou mais em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão é 400 partículas/mm2 ou mais, a densidade numérica do precipitado de TiC com um tamanho de 0,5 μm ou mais sendo medida por: coleta de uma amostra do centro na direção transversal da placa de aço de modo que a posição de observação seja uma posição de profundidade de 1 mm da superfície; polimento espelhado e gravação adicional da superfície da amostra com nital; captura de uma imagem de uma faixa de 10 mm x 10 mm da amostra usando um microscópio eletrônico de varredura equipado com um analisador; e análise da imagem capturada usando um analisador de imagem para calcular a densidade numérica do precipitado de TiC com um tamanho de 0,5 μm ou mais; em que o tamanho do precipitado de TiC é calculado como um diâmetro circular equivalente; e uma concentração [Mn] de Mn em % em massa e uma concentração [P] de P em % em massa em uma área de segregação central de espessura de placa satisfazem a seguinte Expressão (1): 0,04[Mn] + [P] < 0,50 ... (1), medido por: produção de uma amostra de medição cortando uma parte central da placa de aço na direção transversal da placa e na direção da espessura da placa em forma de paralelepípedo retangular com uma largura de 500 mm na direção transversal da placa e uma espessura de 3 mm na direção da espessura da placa; corte do aço recortado em 20 partes iguais na direção transversal da placa, para obter 20 amostras de medição com largura de 25 mm na direção transversal da placa; polimento espelhado da superfície (uma largura de 25 mm na direção transversal da placa x uma espessura de 3 mm na direção da espessura da placa) da amostra de medição ortogonal à direção de laminação; e, em seguida, análise quantitativa imediata por um microanalisador de sonda de elétrons (EPMA) com a superfície polida espelhada como plano de medição, sendo as condições da medição de EPMA as seguintes: tensão de aceleração: 20 kV; corrente de irradiação: 0,5 μA; tempo acumulado: 0,15 seg; diâmetro do feixe: 15 μm; e faixa de medição: altura 3 mm x largura 25 mm x 20 amostras; em que o valor máximo de (0,04[Mn] + [P]) medido é considerado o valor de (0,04[Mn] + [P]).

2. Placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a reivindicação 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 2,0%, Ni: 0,01% a 10,0%, Mo: 0,01% a 3,0%, Nb: 0,001% a 0,100%, V: 0,001% a 1,00%, W: 0,01% a 1,5%, Ca: 0,0001% a 0,0200%, Mg: 0,0001% a 0,0200%, e REM: 0,0005% a 0,0500%.

3. Placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que uma redução de área em um ensaio de tração após sujeição a tratamento de enfraquecimento por revenimento e tratamento de enfraquecimento por hidrogênio subsequente é 10% ou mais.

4. Método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 3, o método é caracterizado pelo fato de que compreende: submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo, para formar uma placa; aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; submeter a placa aquecida à laminação a quente na qual a laminação de redução com um fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais são desempenhadas três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente, em que o fator de formato de laminação (ld/hm) é definido pela expressão: ld/hm = {R(hi-h0)}1/2/{(hi + 2h0)/3}, em que ld é o comprimento projetado do arco de contato, hm é a espessura média da placa, R é o raio do rolo, hi é a espessura da placa no lado de entrada e h0 é a espessura da placa no lado de saída, em cada passagem do rolo; reaquecer a placa de aço laminada a quente a uma temperatura de têmpera de reaquecimento; e temperar a placa de aço laminada a quente reaquecida, em que a placa tem a composição química, conforme definido na reivindicação 1 ou 2, no lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante de uma posição de solidificação final da placa, a temperatura de têmpera de reaquecimento é Ac3 a 1.050 °C, e uma taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera é 1°C/s ou mais.

5. Método, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que compreende, adicionalmente, revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco em uma temperatura de revenimento de 100°C a 300°C.

6. Método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 3, o método é caracterizado pelo fato de que compreende: submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo, para formar uma placa; aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; submeter a placa aquecida à laminação a quente na qual a laminação de redução com um fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais são desempenhadas três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente, em que o fator de formato de laminação (ld/hm) é definido pela expressão: ld/hm = {R(hi-h0)}1/2/{(hi + 2h0)/3}, em que ld é o comprimento projetado do arco de contato, hm é a espessura média da placa, R é o raio do rolo, hi é a espessura da placa no lado de entrada e h0 é a espessura da placa no lado de saída, em cada passagem do rolo; e temperar diretamente a placa de aço laminada a quente, em que a placa tem a composição química como definida na reivindicação 1 ou 2, no lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante de uma posição de solidificação final da placa, em que uma temperatura de têmpera direta na têmpera direta é Ac3 ou mais, e uma taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera direto é 1°C/s ou mais.

7. Método, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que compreende, adicionalmente, revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco em uma temperatura de revenimento de 100°C a 300°C.