BR112018070771B1 - Placa de aço resistente à abrasão e seu método de produção - Google Patents

Placa de aço resistente à abrasão e seu método de produção Download PDF

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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 tem uma composição constituinte que contém, em % em massa, c: 0,10% a 0,23%, si: 0,01% a 1,0%, mn: 0,30% a 3,00%, p: não mais do que 0,025%, s: não mais do que 0,02%, cr: 0,01% a 2,00%, al: 0,001% a 0,100% 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 no centro na direção de espessura da chapa de aço não excede 80 ¿m. a dureza em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da chapa de aço resistente à abrasão é, na escala brinell, 360 a 490 hbw 10/3.000, e uma concentração de mn [mn] (em % em massa) e uma concentração de p [p] (em % em massa) na área de segregação central na direção de espessura de chapa satisfazem 0,04[mn] + [p] < 0,55.

Description

CAMPO DA TÉCNICA
[0001] A presente descrição refere-se a uma placa de aço resis tente 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 com baixo custo. A presente descrição também se refere a um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão.
ANTECEDENTES DA INVENÇÃO
[0002] Máquinas industriais, partes de máquinas industriais, dis positivos de transporte (tais como escavadoras mecânicas, buldôze- res, tremonhas, transportadores de caçamba e trituradores de rochas) e assemelhados, são usados em campos tais como construção, engenharia civil e mineração, sendo expostos à abrasão, sob a forma de atrito erosivo pela movimentação e impacto por rochas, areia, minérios, etc. Portanto, exige-se que o aço usado em tais máquinas industriais, suas partes, transportadores e assemelhados tenha excelente resistência à abrasão, a fim de aumentar vida útil dos equipamentos.
[0003] Sabe-se que a resistência à abrasão do aço pode ser me lhorada aumentando-se a sua dureza. Então, aços com alta dureza produzidos por tratamento térmico, tal como a têmpera de ligas de aço contendo uma grande quantidade de elementos de liga, tais como Cromo e Molibdênio, são amplamente usados como aços resistentes à abrasão.
[0004] Por exemplo, os documentos JP 4645306 B2 (PTL 1) e JP 4735191 B2 (PTL 2) propõem placas de aço resistentes à abrasão cuja superfície apresenta dureza Brinell (HB) entre 360 e 490. A alta dureza superficial dessas placas de aço resistentes à abrasão é obtida pela adição de uma quantidade predeterminada de elementos de liga e resfriando rapidamente as placas de modo a formar uma microestrutu- ra composta principalmente por martensita.
[0005] No campo das placas de aço resistentes à abrasão, exige- se não somente o melhoramento de sua resistência à abrasão mas, também, a prevenção às fraturas retardadas. A fratura retardada é um fenômeno que ocorre quando uma placa de aço se quebra repentinamente, apesar da tensão aplicada à placa não exceder o seu limite de elasticidade. O fenômeno da fratura retardada tem mais chance de ocorrer quando a resistência da placa é elevada, sendo promovida pela penetração de Hidrogênio na placa de aço. Um exemplo do fenômeno de fratura retardada de uma placa de aço resistente à abrasão é sua fratura após corte feito com maçarico a gás (doravante denominado “corte com gás”). Durante o corte com gás, a placa de aço se torna quebradiça devido à difusão do Hidrogênio proveniente do gás de combustão usado para o interior da placa. Além disso, em razão da tensão residual resultante, a fratura ocorre após algumas horas ou após alguns dias após o corte. Visto que a placa de aço resistente à abrasão tem alta dureza, o corte com gás é frequentemente empregado. Portanto, a placa de aço resistente à abrasão normalmente apresenta problema de fratura retardada após o corte com gás.
[0006] Os documentos JP 5145804 B2 (PTL 3) e JP 5145805 B2 (PTL 4) propõem placas de aço resistentes à abrasão cuja composição química e microestrutura são controladas de modo a suprimir fraturas retardadas causadas por corte com gás e fenômenos assemelhados.
SUMÁRIO PROBLEMA TÉCNICO
[0007] Entretanto, com as placas de aço resistente à abrasão des critas em PTL 1 e PTL 2, uma grande quantidade de elementos de liga dispendiosos necessita ser adicionada a fim de assegurar a sua dure- za. Tipicamente, uma maneira eficaz de reduzir os custos com elementos de liga é diminuir o uso de elementos de liga mais dispendiosos, tais como Molibdênio e Cromo, e aumentar o uso de elementos de liga menos dispendiosos, tal como Manganês. Entretanto, o aumento do teor de Manganês nas placas de aço resistente à abrasão descritas em PTL 1 ou PTL 2 causa a diminuição da resistência à fratura após o corte com gás.
[0008] Com as placas de aço resistente à abrasão descritas em PTL 3 e PTL 4, a fratura após o corte com gás é suprimida até certo ponto, porém o teor de Manganês ainda necessita ser reduzido a fim de evitar fraturas retardadas.
[0009] Assim, existe dificuldade em alcançar tanto resistência à fratura após o corte com gás quanto resistência à abrasão em alto nível e com baixo custo nas placas de aço resistente à abrasão mencionadas acima.
[0010] Portanto, seria útil propor uma placa de aço resistente à abra são que possuísse tanto resistência à fratura retardada quanto resistência à abrasão em alto nível e de baixo custo. Também seria útil propor um método para produzir essas placas de aço resistentes à abrasão.
SOLUÇÃO DO PROBLEMA
[0011] Como resultado de cuidadoso exame, descobriu-se que fra turas retardadas após o corte com gás de uma placa de aço resistente à abrasão se originam a partir de uma fratura intergranular que ocorre nos limites do grão pré-austenítico, anterior à formação das microes- truturas de martensita ou bainita, e que a fratura intergranular ocorre por influência de: (a) tensão residual gerada pelo corte com gás; (b) fragilização por Hidrogênio causada pela difusão de Hidrogênio proveniente do gás de combustão utilizado durante o corte com gás para o interior da placa; e (c) fragilização pelo revenimento da placa de aço devido à sobreposição com o aquecimento durante o corte com gás.
[0012] Descobriu-se que uma área de segregação central localiza da no interior da placa da placa de aço (doravante denominada “região de segregação central”), concentrada em Manganês e Fósforo, que são elementos de fragilização intergranular, é a origem da fratura após o corte com gás. Descobriu-se, também, nessa região de segregação central, que esta concentração de elementos de fragilização intergranular, nas regiões limítrofes aos grãos pré-austeníticos, é adicionalmente facilitada pelo aquecimento durante o corte com gás, resultando na redução significativa da resistência intergranular e permitindo a ocorrência da fratura facilitada pelo corte com gás.
[0013] A segregação de Manganês e Fósforo na região central do interior da placa acontece durante o processo de lingotamento contínuo. No lingotamento contínuo, a solidificação do aço fundido avança a partir da superfície da placa para o seu interior. Visto que o limite de solubilidade sólida de Manganês ou Fósforo é maior na fase líquida do que na fase sólida, esses dois elementos de liga se concentram no aço fundido a partir da interface das fases sólida e líquida do aço solidificado. No interior da placa, onde ocorre a parte final do processo de solidificação, o aço fundido, significativamente concentrado com os elementos de liga, se solidifica, formando a região de segregação central.
[0014] Com base nessas descobertas, examinou-se, adicional mente, como evitar fraturas originadas a partir dessa região de segregação central. Descobriu-se, consequentemente, que, suprimindo-se a segregação central de Manganês e Fósforo no lingotamento contínuo e, também, refinando-se o tamanho do grão pré-austenítico na micro- estrutura da placa de aço final, uma excelente resistência à fratura após o corte com gás é obtida, mesmo quando o teor total de Manganês na placa de aço é elevado.
[0015] A presente descrição é baseada nessas descobertas, pro pondo-se: 1. Uma placa de aço resistente à abrasão: a) Com composição química, sempre expressa em % massa, a menos que explicitado de outra maneira (e doravante denominada, simplesmente, como “composição química”), consistindo em: Carbono: 0,10% a 0,23%, Silício: 0,01% a 1,0%, Manganês: 0,30% a 3,00%, Fósforo: 0,025% máximo, Enxofre: 0,02% máximo, Cromo: 0,01% a 2,00%, Alumínio: 0,001% a 0,100%, Nitrogênio: 0,01% máximo, e Ferro e as impurezas inevitáveis que compõem o restante da composição; b) Com uma microestrutura, na qual a fração volumétrica de martensita, em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão, é 90% ou superior; e, c) Com um tamanho de grão pré-austenítico, no interior da placa de aço resistente à abrasão, de 80 μm ou inferior,
[0016] Na qual: d) A dureza Brinell, em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão, está entre 360 e 490 HBW 10/3.000; e, e) As concentrações de Manganês [Mn] e de Fósforo [P] na região de segregação central da placa, satisfaçam à Expressão (1) seguinte: 0,04[Mn] + [P] < 0,55 (Expressão 1). 2. A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com o item N° 1, na qual a composição química contém, adicionalmente, um ou mais dos elementos selecionados a partir do grupo consistindo em: Cobre: 0,01% a 2,0%, Níquel: 0,01% a 5,0%, Molibdênio: 0,01% a 3,0%, Nióbio: 0,001% a 0,100%, Titânio: 0,001% a 0,050%, Boro: 0,0001% a 0,0100%, Vanádio: 0,001% a 1,00%, Tungstênio: 0,01% a 1,50%, Cálcio: 0,0001% a 0,0200%, Magnésio: 0,0001% a 0,0200%, e Metal do Grupo das Terras Raras (doravante denominado REM, da sigla em inglês “Rare Earth Metal”): 0,0005% a 0,0500%. 3. A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com os itens 1 e 2, na qual a redução da área resultante da realização do ensaio de tração após sujeição ao tratamento de fragilização por reveni- mento e subsequente tratamento de fragilização por Hidrogênio é 10% ou superior. 4. Um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, conforme definida em qualquer um dos itens 1, 2 e 3, que compreende: a) Submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo para formar uma placa; b) Aquecer essa placa até temperatura entre 1.000°C e 1.300°C; c) Submeter essa placa aquecida à laminação a quente para redução da espessura, com fator de forma de 0,7 ou superior e uma redução de espessura de 7% ou superior, sob temperatura de 950oC ou superior, por três vezes ou mais, para obter uma placa de aço lami- nada a quente; d) Reaquecer a placa de aço laminada a quente até a temperatura de reaquecimento para posterior têmpera; e) Temperar a placa de aço laminada a quente reaquecida;
[0017] Na qual: f) A composição química da placa submetida ao lingota- mento contínuo esteja conforme a definida nos itens números 1 ou 2; g) A laminação para redução leve da espessura, com gradiente de redução por laminação de 0,4 mm/m ou superior, seja executada por duas vezes ou mais, antes da solidificação final da placa; h) A temperatura de reaquecimento para têmpera esteja entre Ac3 e 1050°C; e i) A taxa média de têmpera, no intervalo entre 650°C e 300°C, seja 1°C/s ou superior. 5. O método, de acordo com o item N° 4, compreendendo, adicionalmente, revenir a placa de aço laminada a quente previamente resfriada, sob uma temperatura de 100°C a 300°C. 6. Um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, conforme definido em qualquer um dos itens 1 a 3, compreendendo: a) Formar uma placa de aço a partir de aço produzido por lingotamento contínuo; b) Aquecer essa placa entre 1.000°C e 1.300°C; c) Submeter essa placa aquecida à laminação a quente, na qual a redução da espessura da placa seja 7% ou superior, com fator de forma de laminação de 0,7 ou superior, sob temperatura de 950°C ou superior, por três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente; e d) Temperar a placa de aço laminada a quente,
[0018] Na qual: a) A composição química do aço no lingotamento contínuo seja conforme definida nos itens 1 ou 2; b) A laminação para redução leve da espessura, com gradiente de redução por laminação de 0,4 mm/m ou superior, seja realizada por duas vezes ou mais, antes da solidificação final da placa; c) A temperatura para iniciar a têmpera seja Ac3 ou superior; e d) A taxa média de têmpera, entre 650°C e 300°C, seja 1 °C/s ou superior. 7. O método, de acordo com o item N° 6, compreendendo, adicionalmente, revenir a placa de aço laminada a quente e resfriada rapidamente sob temperatura de revenimento entre 100°C e 300°C.
EFEITO VANTAJOSO
[0019] Dessa forma, é possível obter uma placa de aço resistente à abrasão com excelente resistência à fratura retardada sem reduzir excessivamente o teor geral de Manganês na placa de aço e, portanto, alcançar tanto resistência à fratura retardada quanto resistência à abrasão com baixo custo. A técnica presentemente revelada é eficaz não apenas para resistência à fratura retardada após corte com gás mas, também, para fraturas retardadas causadas por outros fatores.
DESCRIÇÃO DETALHADA COMPOSIÇÃO QUÍMICA
[0020] Um método de implementar a presente descrição é descrito em detalhes a seguir:
[0021] Na presente descrição, é importante que o tarugo usado na produção da placa de aço resistente à abrasão tenha a composição química descrita anteriormente e detalhada a seguir. As razões para limitar dessa maneira a composição química do aço são descritas em primeiro lugar.
Carbono (C): 0,10% a 0,23%
[0022] Carbono é um elemento essencial para aumentar a dureza de matriz martensítica. Se o seu teor for inferior a 0,10%, a quantidade de Carbono solubilizado na microestrutura martensítica será baixa, o que causará a diminuição da resistência à abrasão. Se o seu teor for superior a 0,23%, a soldabilidade e a capacidade de trabalhar a placa de aço serão diminuídas. Portanto, o teor de Carbono deverá ficar entre 0,10% e 0,23%. O teor de Carbono é, preferencialmente, entre 0,12% e 0,22%.
Silício: 0,01% a 1,0%
[0023] Silício é um elemento eficaz na desoxidação do aço. Se o seu teor for inferior a 0,01%, o efeito será insuficiente. Silício é um elemento que também contribui para aumentar a dureza do aço pelo fortalecimento da solução sólida. No entanto, se o seu teor for superior a 1,0%, não apenas a ductilidade como a tenacidade diminuirão, mas também surgirá o problema do aumento do número de inclusões . Portanto, o teor de Silício deverá ficar entre 0,01% e 1,0%. O teor de Silício é, preferencialmente, entre 0,01% e 0,8%.
Manganês: 0,30% a 3,00%
[0024] Manganês é um elemento que possui a função de melhorar a dureza do aço por têmpera. A sua adição aumentará a dureza do aço após a têmpera, resultando em uma resistência à abrasão melhorada. Se o teor de Manganês for inferior a 0,30%, esse efeito será insuficiente, devendo, então, ser 0,30% ou superior. Porém, se o seu teor for superior a 3,00%, a soldabilidade, a tenacidade e a resistência à fratura retardada também diminuirão. Portanto, o teor de Manganês deverá ser inferior a 3,00%. O teor de Manganês é, preferencialmente, entre 0,50% e 2,70%.
Fósforo: máximo de 0,025%
[0025] Fósforo é um elemento de fragilização intergranular e sua segregação nas regiões limítrofes do grão cristalino causa diminuição na tenacidade do aço e, também, a diminuição da resistência à fratura retardada. O seu teor deve ser inferior a 0,025%, preferencialmente inferior a 0,015%. Como o teor de Fósforo deve ser o menor possível, consequentemente, nenhum limite inferior será estabelecido para o seu valor, podendo ser 0%. Tipicamente, entretanto, Fósforo é um elemento contido inevitavelmente como uma impureza do aço, de modo que, em termos industriais, seu limite inferior pode ser superior a 0%. O teor de Fósforo excessivamente baixo resultará em um tempo de refinação mais longo e em um custo do aço mais elevado. Portanto, o teor de Fósforo é, preferencialmente, superior a 0,001%.
Enxofre: no máximo 0,02%
[0026] Enxofre diminui a tenacidade do aço e, portanto, seu teor de ve ser inferior a 0,02%, preferencialmente, inferior a 0,015%. Como o teor de Enxofre deve ser, preferencialmente, o mais baixo possível, conse-quentemente, nenhum limite inferior será estabelecido para o seu valor, podendo ser 0%. Porém, em termos industriais, o limite inferior pode ser maior que 0%. O teor de Enxofre excessivamente baixo resultará em um tempo de refinação mais longo e em um custo do aço mais elevado. Portanto, o teor de S é, preferencialmente, superior a 0,0001%.
Cromo: 0,01% a 2,00%
[0027] Cromo é um elemento que tem a função de melhorar a du reza do aço por têmpera. A sua adição aumenta a dureza obtida pela têmpera resultando no melhoramento da resistência à abrasão. Para alcançar esse efeito, o teor de Cromo deve ser superior a 0,01%. Porém, se o teor de Cromo for maior que 2,00%, a soldabilidade do aço diminuirá. Portanto, o teor de Cromo deverá ficar entre 0,01% e 2,00%. O teor de Cromo é, preferencialmente, de 0,05% a 1,80%.
Alumínio: 0,001% a 0,100%
[0028] Alumínio é um elemento que é eficaz como desoxidante e também apresenta o efeito de reduzir o tamanho do grão austenítico pela formação de nitreto. Para alcançar esse efeito, o teor de Alumínio necessita ser superior a 0,001%. Porém, se o seu teor for superior a 0,100%, a pureza do aço diminuirá e, consequentemente, sua ductili- dade e sua tenacidade diminuirão. Portanto, o teor de Alumínio deve ficar entre 0,001% e 0,100%.
Nitrogênio: 0,01% no máximo
[0029] Nitrogênio é um elemento que diminui a ductilidade e a tena cidade do aço e, portanto, o seu teor deve ser inferior a 0,01%. O teor de Nitrogênio deve ser, preferencialmente, o mais baixo possível. Con-sequentemente, nenhum limite inferior será estabelecido para o seu valor e seu limite inferior pode ser 0%. Tipicamente, no entanto, Nitrogênio é um elemento inevitavelmente presente no aço como uma impureza de modo que, em termos industriais, o limite inferior pode ser maior que 0%. O teor de Nitrogênio excessivamente baixo resulta em um tempo de refinação mais longo e em um custo do aço mais elevado. Portanto, o teor de Nitrogênio é, preferencialmente, superior a 0,0005%.
[0030] A placa de aço, de acordo com a presente descrição, con tém um saldo de composição química que consiste em Ferro e impurezas inevitáveis, além dos componentes básicos descritos acima.
[0031] Para o melhoramento da dureza obtida por têmpera ou na sua soldabilidade, a placa de aço pode conter, opcionalmente, um ou mais dentre os elementos selecionados a partir do grupo que consiste em: Cobre: 0,01% a 2,0%, Níquel: 0,01% a 5,0%, Molibdênio: 0,01% a 3,0%, Nióbio: 0,001% a 0,100%, Titânio: 0,001% a 0,050%, Boro: 0,0001% a 0,0100%, Vanádio: 0,001% a 1,00%, Tungstênio: 0,01% a 1,5%, Cálcio: 0,0001% a 0,0200%, Magnésio: 0,0001% a 0,0200%, e REM: 0,0005% a 0,0500%.
Cobre: 0,01% a 2,0%
[0032] Cobre é um elemento capaz de melhorar a dureza obtida por têmpera sem degradar consideravelmente a tenacidade do metal de base e das juntas soldadas. Para alcançar esse efeito, o teor de Cobre necessita ser superior a 0,01%. Se o seu teor for superior a 2,0%, a fratura da placa de aço é causada pela formação de uma região concentrada em Cobre logo abaixo da crosta metálica. Consequentemente, no caso de se adicionar Cobre, o seu teor deverá ficar entre 0,01% e 2,0%. O teor de Cobre é, preferencialmente, de 0,05% a 1,5%.
Níquel: 0,01% a 5,0%
[0033] Níquel é um elemento que tem um efeito de aprimorar a dureza obtida por têmpera e, também, melhorar a tenacidade do aço. Para alcançar esse efeito, o teor de Níquel necessita ser superior a 0,01%. Porém, se seu teor for superior a 5,0%, o custo da produção do aço aumentará. Consequentemente, no caso de se adicionar Níquel, seu teor deverá ficar entre 0,01% e 5,0%. O teor de Níquel é, preferencialmente, 0,05% a 4,5%.
Molibdênio: 0,01% a 3,0%
[0034] Mo é um elemento que melhora a dureza obtida por têmpe ra. Para alcançar esse efeito, o teor de Molibdênio deve ser superior a 0,01%. Porém, se o teor for superior a 3,0%, a soldabilidade do aço diminuirá. Consequentemente, no caso de se adicionar Molibdênio, seu teor deverá ficar entre 0,01% e 3,0%. O teor de Molibdênio é, preferencialmente, 0,05 % a 2,0%.
Nióbio: 0,001% a 0,100%
[0035] Nióbio é um elemento que tem o efeito de reduzir o tama- nho do grão pré-austenítico, pela precipitação como carbonitreto. Para alcançar esse efeito, o teor de Nióbio necessita ser superior a 0,001%. Porém, se o teor for superior a 0,100%, a soldabilidade do aço diminuirá. Consequentemente, no caso de se adicionar Nióbio, seu teor deverá ficar entre 0,001% e 0,100%.
Titânio: 0,001% a 0,050%
[0036] Titânio é um elemento que tem o efeito de reduzir o tamanho do grão pré-austenítico pela formação de nitreto. Para alcançar esse efeito, o teor de Titânio deve ser superior a 0,001%. Porém, se o teor for superior a 0,050%, a pureza do aço diminuirá e, consequentemente, a sua ductilidade e tenacidade diminuirão. Consequentemente, no caso de se adicionar Titânio, seu teor deverá ficar entre 0,001% e 0,050%.
Boro: 0,0001% a 0,0100%
[0037] Boro é um elemento que tem o efeito de melhorar a dureza obtida por têmpera e, dessa forma, melhorar a resistência da placa de aço, quando adicionado em quantidade infinitesimal. Para alcançar esse efeito, o teor de Boro deve ser superior a 0,0001%. Porém, se o teor for superior a 0,0100%, a soldabilidade aço e a dureza obtida por têmpera diminuirão. Consequentemente, no caso de se adicionar Boro, o seu teor deverá ficar entre 0,0001% e 0,0100%. O teor de Boro é, preferencialmente, de 0,0001% a 0,0050%.
Vanádio: 0,001% a 1,00%
[0038] Vanádio é um elemento que tem o efeito de melhorar a du reza obtida por têmpera do aço. Para alcançar esse efeito, o teor de Vanádio deve ser superior a 0,001%. Porém, se o teor for superior a 1,00%, a soldabilidade do aço diminuirá. Consequentemente, no caso de adicionar Vanádio, o seu teor deverá ficar entre 0,001% e 1,00%.
Tungsténio: 0,01% a 1,50%
[0039] Tungstênio é um elemento que tem o efeito de melhorar a dureza obtida por têmpera do aço. Para alcançar esse efeito, o teor de Tungstênio deve ser superior a 0,01%. Porém, se o teor for superior a 1,50%, a soldabilidade do aço diminuirá. Consequentemente, no caso de se adicionar Tungstênio, o seu teor deverá ficar entre 0,01% e 1,50%.
Cálcio: 0,0001% a 0,0200%
[0040] Cálcio é um elemento que melhora a soldabilidade do aço pela formação de oxissulfeto, que exibe alta estabilidade sob temperaturas elevadas. Para alcançar esse efeito, o teor de Cálcio deve ser superior a 0,0001%. Porém, se o teor for superior a 0,0200%, a pureza do aço diminuirá e sua tenacidade ficará prejudicada. Consequentemente, no caso de se adicionar Cálcio, o seu teor deverá ficar entre 0,0001% e 0,0200%.
Magnésio: 0,0001% a 0,0200%
[0041] Magnésio é um elemento que melhora a soldabilidade do aço pela formação de oxissulfeto, que exibe alta estabilidade sob temperaturas elevadas. Para alcançar esse efeito, o teor de Magnésio deve ser superior a 0,0001%. Porém, se o teor for superior a 0,0200%, o efeito da sua adição alcança a saturação, não se obtendo o resultado desejado, o que é economicamente desvantajoso. Consequentemente, no caso de se adicionar Magnésio, o seu teor deverá ficar entre 0,0001% e 0,0200%.
REM: 0,0005% a 0,0500%
[0042] REM é um elemento que melhora a soldabilidade do aço pela formação de oxissulfeto, que exibe alta estabilidade sob temperaturas elevadas. Para alcançar esse efeito, o teor de REM necessita ser superior a 0,0005%. Porém, se o teor for superior a 0,0500%, o efeito de sua adição alcança a saturação, não se obtendo o resultado desejado, o que é economicamente desvantajoso. Consequentemente, no caso de se adicionar REM, o seu teor deverá ficar entre 0,0005% e 0,0500%.
MICROESTRUTURA
[0043] Além de ter a composição química descrita anteriormente, a placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a presente descrição, possui uma microestrutura na qual a fração volumétrica de mar- tensita, em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa, é 90% ou superior e o tamanho do grão pré-austenítico, no interior da placa, é 80 μm ou inferior. As razões para limitar a microestrutura do aço dessa maneira são descritas a seguir:
Fração volumétrica de martensita: mínimo de 90%
[0044] Se a fração volumétrica de martensita for inferior a 90%, a dureza da matriz da placa de aço diminuirá, de modo que a resistência à abrasão diminuirá. Portanto, a fração volumétrica de martensita deverá ser, no mínimo, 90%. As microestruturas remanescentes, diferentes de martensita, podem ser microestruturas de ferrita, perlita, auste- nita e bainita, não sendo limitadas a essas. A fração volumétrica de martensita deverá ser, preferencialmente, tão alta quanto possível e, consequentemente, nenhum limite superior será estabelecido para a esse valor. Portanto, o limite superior poderá ser 100%. A fração volumétrica de martensita terá seu valor determinado em uma posição com profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa. A fração volumétrica de martensita pode ser medida pelo método descrito na seção EXEMPLOS.
Tamanho do grão pré-austenítico: máximo de 80 μm
[0045] Se o tamanho do grão pré-austenítico for maior que 80 μm, a resistência à fratura retardada da placa de aço resistente à abrasão diminuirá. Isso se deve à diminuição da área que limita as fronteiras do grão pré-austenítico e resulat em concentrações específicas aumentadas de Manganês e Fósforo, tornando proeminente a fragilização nos limites do grão. Portanto, o tamanho do grão pré-austenítico deve ser inferior a 80 μm e, preferencialmente, tão pequeno quanto possível. Consequentemente, nenhum limite inferior será estabelecido para o seu tamanho, porém esse tamanho é, tipicamente, superior a 1 μm. O tamanho do grão pré-austenítico mencionado aqui é o diâmetro circular equivalente dos grãos pré-austeníticos localizados no interior da placa resistente à abrasão. O tamanho do grão pré-austenítico pode ser medido pelo método descrito na seção EXEMPLOS.
REGIÃO CENTRAL DE SEGREGAÇÃO
[0046] Na presente descrição, é importante que as concentrações de Manganês [Mn] e Fósforo [P], na região central de segregação da placa satisfaçam à Expressão (1), já mencionada.
[0047] Uma fratura retardada após o corte com gás se origina a partir da região central de segregação, na região interna da placa, onde Manganês e Fósforo, que são elementos de fragilização intergranular, se concentram de modo significativo. Estudos adicionais revelaram que a influência do Fósforo na fragilização do limite do grão é maior que a do Manganês. Logo, a resistência à fratura após o corte com gás pode ser melhorada controlando-se as concentrações de Manganês e Fósforo na região central de segregação, de modo a satisfazer a Expressão (1). Nenhum limite inferior será estabelecido para o valor do termo (0,04.[Mn] + [P]). Tipicamente, no entanto, [Mn] não é menor que o teor geral de Manganês [Mn]0 assim como [P] não é menor que o teor geral de Fósforo [P]0 na placa de aço.
[0048] Assim, (O,O4[Mn]o + [P]o) < (0,04[Mn] + [P]).
[0049] As concentrações de Manganês e Fósforo na região central de segregação podem ser medidas pelo método descrito na seção
EXEMPLOS. DUREZA BRINELL
[0050] A resistência à abrasão da placa de aço pode ser melhora da aumentando-se a dureza da camada superficial da placa. Se a dureza Brinell da camada superficial da placa de aço for inferior a 360 HBW, a resistência à abrasão suficiente não poderá ser obtida. Se a dureza Brinell da camada superficial da placa de aço for maior que 490 HBW, a capacidade da placa ao trabalho de flexão diminuirá. Consequentemente, na presente descrição, a dureza Brinell da camada superficial da placa de aço deve ficar entre 360 HBW e 490 HBW, medida em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa. A dureza Brinell (HBW 10/3000) é um valor medido usando-se uma carga de 3.000 Kgf de duras esferas de Tungstênio com 10 mm de diâmetro. A dureza Brinell pode ser medida pelo método descrito na seção EXEMPLOS.
MÉTODO DE PRODUÇÃO
[0051] Um método para produzir a placa de aço resistente à abra são, de acordo com a presente descrição, é descrito a seguir: a) A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a presente descrição, pode ser produzida por um dos tratamentos, após a laminação a quente: a.1) Têmpera após reaquecimento da placa; e a.2) Têmpera direta sem o reaquecimento da placa.
[0052] Na modalidade que envolve a têmpera após o reaqueci- mento da placa, a placa de aço resistente à abrasão pode ser produzida pela seguinte sequência: (1) submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo para formar uma placa; (2) aquecer a placa a temperaturas entre 1.000°C e 1.300°C; (3) laminar a quente a placa aquecida para obter uma placa de aço laminada a quente; (4-1) reaquecer a placa de aço laminada a quente até a temperatura do início da têmpera; e (4-2) temperar a placa de aço laminada a quente reaquecida.
[0053] Na modalidade que envolve a têmpera direta, a placa de aço resistente à abrasão pode ser produzida pela seguinte sequência: (1) submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo para formar uma placa; (2) aquecer a placa a temperaturas entre 1.000°C e 1.300°C; (3) laminar a quente a placa aquecida para obter uma placa de aço laminada a quente; (4) temperar, sem reaquecimento, a placa de aço laminada a quente.
[0054] Em cada uma dessas modalidades, a composição química da placa deve estar de acordo com a descrita anteriormente.
[0055] No lingotamento contínuo, a laminação para redução leve, com gradiente de redução por laminação de 0,4 mm/m ou superior, é realizada duas vezes ou mais, antes da solidificação final da placa. A temperatura do reaquecimento para executar o posterior têmpera, no caso de executar essa operação, deverá estar entre Ac3 e 1.050oC. A temperatura para executar a têmpera direta, no caso de executar essa operação, deverá ser Ac3 ou superior. Adicionalmente, em ambos os casos, a taxa média de resfriamento, entre as temperaturas de 650oC e 300oC, deverá ser 1oC/s ou superior.
[0056] As razões para limitar as condições dessa maneira são descritas a seguir, sendo a temperatura mencionada a temperatura no interior da placa, a menos que explicitado de outro modo.
[0057] A temperatura do interior da placa pode ser calculada por cálculo de transferência térmica.
[0058] A descrição a seguir se aplica a ambos os casos de têmpe ra, a menos que explicitado de outro modo.
LAMINAÇÃO PARA REDUÇÃO LEVE DA ESPESSURA DA PLACA
[0059] Executar a laminação com gradiente de redução de 0,4 mm/m ou superior, por duas vezes ou mais, antes da solidificação final da placa.
[0060] A região central de segregação em uma placa produzida por uma laminadora contínua, como a ilustrada na Figura 1, resulta da concentração significativa de elementos de liga na interfase das fases sólida e líquida do aço que ocorre durante o processo de solidificação do aço. Consequentemente, executando-se gradualmente a laminação de redução antes da solidificação final da placa de modo que o vão entre os rolos diminua a partir do início até o final da linha de lamina- ção, conforme ilustrado na Figura 2, o aço fundido, concentrado com os elementos de liga, é derivado a montante, onde a parte já solidificada é aniquilada, é possível reduzir a segregação central. Para alcançar esse efeito, é necessário executar, a montante da posição de solidificação final da placa, a laminação para redução leve, com um gradiente de laminação de 0,4 mm/m ou superior, por duas ou mais vezes. Isto é, executar a laminação de redução de tal modo que (dta + dtb)/L, na Figura 2, seja 0,4 mm/m ou superior, por duas vezes ou mais. Se a laminação com um gradiente de 0,4 mm/m ou superior for executada apenas uma vez ou não for executada, o efeito de derivar a montante a porção não solidificada do aço fundido será insuficiente e a redução da segregação será insuficiente. Portanto, na laminação contínua (1), a laminação para redução leve da espessura da placa, com um gradiente de laminação de 0,4 mm/m ou superior, será executada por duas vezes ou mais, a montante da posição de solidificação final da placa. Nenhum limite superior será estabelecido para o número de vezes que a laminação para redução leve, com gradiente de redução por lamina- ção de 0,4 mm/m ou superior será executada. Contudo, o número de vezes deve ser, preferencialmente, 30 vezes ou menos, para considerar a rentabilidade da instalação de laminação. Nenhum limite superior será estabelecido para o gradiente de redução por laminação. Contudo, esse gradiente deverá ser, preferencialmente, 10,0 mm/m ou infe rior, de modo a proteger a linha de rolos de laminação para redução leve. A posição final de solidificação da placa é detectável pela transmissão de uma onda acústica eletromagnética através da placa. TEMPERATURA DE AQUECIMENTO: 1000°C a 1300°C Se a temperatura de aquecimento em (2) for inferior a 1.000°C, a resistência à deformação na laminação a quente aumentará, o que causará a diminuição da produtividade.
[0061] Se a temperatura de aquecimento for superior a 1.300°C, ocorrerá escamação com alta adesão, resultando na degradação das características superficiais da placa de aço obtida e requerendo a parada da laminadora para realizar a descamação. Portanto, a temperatura de aquecimento deverá ficar entre 1.000°C e 1.300°C.
LAMINAÇÃO A QUENTE
[0062] A laminação a quente para reduzir a espessura da placa em 7% ou mais, com fator de forma de 0,7 ou superior, com o interior da placa sob temperatura de 950°C ou superior, deverá ser executada por três vezes ou mais.
[0063] Porém, contando apenas com a laminação de redução leve na laminação contínua para reduzir a segregação da placa, é impossível conseguir um excelente estado de segregação e uma adequada resistência à fratura retardada. Logo, o efeito de redução da segregação na laminação a quente é obtido com a elevada redução da espessura por laminação, com redução de 7% ou mais, sob temperaturas de 950°C ou mais, por três vezes ou mais conjuntamente com a facilitação da difusão atômica por introdução de tensão e recristalização da microestrutura de austenita. Se a temperatura de laminação for inferior a 950°C ou o número de vezes que a laminação com redução superior a 7% for executada for menor que 3, a recristalização da microestrutura será insuficiente e, portanto, o efeito de redução da segregação não poderá ser alcançado. Nenhum limite superior será estabelecido para a redução da espessura por laminação. Contudo, essa redução deverá ser, preferencialmente, inferior a 40%, de modo a proteger o equipamento.
[0064] Tipicamente, quando a concentração de Carbono no aço é elevada, a faixa de temperaturas entre a temperatura do líquido e a temperatura do sólido no equilíbrio de fases se amplia, aumentando o tempo de residência no estado de coexistência das duas fases, no qual os processos de segregação dos elementos de liga e impurezas aumentam. No entanto, combinando-se a redução leve por laminação com a temperatura da laminação a quente, a segregação central pode ser reduzida a um nível que resulte na adequada resistência à fratura retardada, mesmo no caso de aços com elevada concentração de Carbono, como no caso dos aços resistentes à abrasão.
[0065] A tensão introduzida na placa de aço pela laminação não é uniforme na direção da espessura da placa, com sua distribuição de tensões dependendo do fator de forma da laminação (ld/hm), definido pela Expressão (2) seguinte: ld/hm = [R(hi-h0)]1/2/[(hi + 2h0)/3] (Expressão 2)
[0066] Onde: ld é o comprimento projetado do arco de contato entre o rolo e a placa; hm é a espessura média da placa; R é o raio do rolo; hi é a espessura da placa na entrada da laminadora; e h0 é a espessura da placa na saída da laminadora.
[0067] Para tensionar por rolagem a região da espessura da placa que exibe a segregação central, o fator de forma da laminação acima definido deve ser 0,7 ou superior. Se esse fator de forma for inferior a 0,7, a tensão aplicada à camada superficial da placa durante a lamina- ção aumentará e a tensão introduzida na espessura da placa diminuirá, causando insuficiente recristalização da microestrutura. Nesse ca so, o efeito requerido de redução da segregação não poderá ser alcançado. Portanto, o fator de forma da laminação deverá ser 0,7 ou superior. O fator de forma pode ser aumentado aumentando-se o raio do rolo ou aumentando-se a redução de espessura. Nenhum limite superior será estabelecido para o fator de forma da laminação. Contudo, ele deverá ser, preferencialmente, 3,5 ou inferior, visando a proteção da laminadora.
TEMPERATURA DO REAQUECIMENTO PARA TÊMPERA: Ac3 a 1.050oC
[0068] No caso de executar o reaquecimento para posterior têm pera, se a temperatura de aquecimento (temperatura de reaquecimen- to para têmpera) na etapa de reaquecimento (4-1) for menor que a do ponto Ac3, a microestrutura após a laminação a quente permanecerá não transformada e a microestrutura desejada, principalmente composta por martensita, não poderá ser obtida. Isso causará a diminuição da dureza e, dessa forma, a diminuição da resistência à abrasão. Se a temperatura de aquecimento for superior a 1.050oC, os grãos de aus- tenita apresentarão granulação grosseira durante o processo, fazendo com que o tamanho do grão pré-austenítico resultante após o resfriamento seja maior que 80 μm. Portanto, a temperatura de reaquecimen- to para têmpera deverá estar entre Ac3 e 1.050oC.
TEMPERATURA PARA TÊMPERA DIRETA: Ac3 ou mais
[0069] No caso de executar a têmpera direta, se a temperatura de resfriamento nessa etapa (4) for inferior à do ponto Ac3, as proporções entre as microestruturas diferentes de martensita aumentam e a mi- croestrutura desejada, principalmente composta por martensita, não poderá ser obtida. Isso causará a diminuição da dureza e, dessa forma, a diminuição da resistência à abrasão. Portanto, a temperatura para têmpera direta deverá ser Ac3 ou superior. Nenhum limite superior será estabelecido para essa temperatura. Contudo, a temperatura para têmpera direta será 1.300°C ou inferior, em razão da restrição imposta pelo limite superior da temperatura de aquecimento na lami- nação a quente ser 1.300°C. A “temperatura para têmpera direta” mencionada aqui é a temperatura superfícial da placa de aço no início do processo. Essa temperatura pode ser medida por um termômetro de radiação, imediatamente antes da têmpera da placa de aço.
TAXA MÉDIA DE RESFRIAMENTO ENTRE 650 E 300°C: 1 °C/s ou mais
[0070] Em ambos os casos de realizar a têmpera com ou sem o reaquecimento da placa metálica, se a taxa de resfriamento, entre 650°C e 300°C, for inferior a 1°C/s, microestruturas de ferrita ou perlita serão misturadas à microestrutura da placa de aço após o resfriamento, reduzindo a dureza da matriz, com a consequente redução da resistência à abrasão. Portanto, a taxa média de resfriamento, a partir de 650°C até 300°C, para a têmpera deve ser 1°C/s ou superior. Nenhum limite superior será estabelecido para a taxa média de resfriamento. Contudo, em um processo típico, a taxa média de resfriamento deverá ser, preferencialmente, 300°C/s ou inferor, pelo fato da microestrutura da placa de aço variar significativamente, tanto na direção da lamina- ção quanto na direção transversal da placa, quando essa taxa média de resfriamento é superior a 300°C/s.
[0071] A temperatura final da têmpera não é limitada, porém, de verá ser, preferencialmente, 300°C ou inferior, pelo fato de uma temperatura de resfriamento superior a 300 °C poder causar a diminuição na razão da microestrutura de martensita sobre outras microestruturas e a diminuição da dureza da placa de aço. Nenhum limite inferior será estabelecido para a temperatura final do resfriamento. Contudo, essa temperatura deverá ser, preferencialmente, 50°C ou superior, pelo fato da eficiência da produção diminuir se o resfriamento for continuado desnecessariamente.
[0072] Em ambos os casos de realizar o processo de têmpera, por reaquecimento da placa metálica ou pelo resfriamento direto, o procedimento seguinte pode ser executado após o resfriamento: (5) revenir a placa de aço laminada a quente resfriada sob temperatura entre 100°C e 300°C.
TEMPERATURA DE REVENIMENTO: 100°C a 300°C
[0073] Se a temperatura de revenimento for 100°C ou superior, a tenacidade e a capacidade de trabalhar a placa de aço podem ser melhoradas. Se a temperatura de revenimento for superior a 300°C, a mi- croestrutura de martensita amolecerá significativamente e, consequentemente, a resistência à abrasão diminuirá. Portanto, a temperatura de revenimento deve estar entre 100°C e 300°C.
[0074] Após aquecer a placa de aço à temperatura de revenimen- to, a placa de aço pode ser submetida ao resfriamento por ar. O tempo de imersão no tratamento de revenimento não é limitado, porém deve ser, preferencialmente, 1 min ou mais, de modo a aprimorar o efeito da operação. Entretanto, um longo tempo de imersão levará à diminuição da dureza. Consequentemente, o tempo de imersão deverá ser, preferencialmente, 3 h ou menos.
EXEMPLOS
[0075] Uma descrição mais detalhada é feita a seguir, baseada nesses exemplos, que são meramente preferenciais. A presente descrição não se limita a esses exemplos.
[0076] As placas, com as composições químicas listadas na Tabe la 1, foram produzidas pelo método de lingotamento contínuo. Na produção de algumas das placas, uma leve redução da espessura da placa por laminação, com gradiente de redução de 0,4 mm/m ou superior, foi executado antes da solidificação final da placa, a fim de reduzir a segregação no interior da placa. As condições dessa leve redução por laminação estão listadas na Tabela 2.
[0077] A temperatura Ac3 na Tabela 2 é calculada de acordo com a seguinte Expressão (3): Ac3= 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] (Expressão 3)
[0078] Onde a temperatura é calculada em °C e [M] é o teor, % em massa, do elemento M, sendo [M] = 0 no caso em que o elemento M não for adicionado.
[0079] Cada placa obtida foi sequencialmente submetida aos pro cessos de aquecimento, laminação a quente e têmpera, com ou sem reaquecimento da placa, obtendo, dessa forma, uma placa de aço. Algumas dessas placas de aço foram adicionalmente reaquecidas para revenimento após a têmpera. As condições de tratamento em cada um desses processos são listadas na Tabela 2. O processo de resfriamento, durante o percurso da placa, foi feito com elevada vazão de água nas superfícies superior e inferior da placa de metal . A taxa de resfriamento dessa etapa é a taxa média de resfriamento, entre 650°C e 300°C, definida por cálculo de transferência térmica. O resfriamento foi executado até 300°C ou temperatura inferior.
[0080] Para cada uma das placas de aço obtidas, os teores de Manganês e Fósforo na região de segregação central da placa, a fração volumétrica de martensita e o tamanho do grão pré-austenítico foram medidos pelos métodos descritos a seguir. Os resultados obtidos estão listados na Tabela 3.
TEOR DE MANGANÊS E FÓSFORO NA REGIÃO CENTRAL DE SEGREGAÇÃO
[0081] Para produzir uma amostra para os ensaios, uma parte cen tral da placa de aço, tanto na direção transversal quanto na direção da espessura da placa, foi cortada com forma de paralelepípedo retangular, com largura de 500 mm na direção transversal da placa e com es- pessura de 3 mm na direção da espessura de placa. Essa amostra foi, adicionalmente, recortada em 20 amostras para medição, ortogonal à direção de laminação, com largura de 25 mm na direção transversal da placa e espessura de 3 mm na direção da espessura da placa. A superfície de cada amostra de medição foi polida atéum espelho. Uma análise quantitativa, feita por microanalisador de sonda eletrônica (EPMA, da sigla em inglês “Electron Probe Microanalyser”), foi imediatamente conduzida, tendo a superfície espelhada como plano de medição.
[0082] O valor máximo do termo (0,04[Mn] + [P]), na faixa de me dição mencionada abaixo, foi o valor considerado na presente descrição. As condições da medição por EPMA foram as seguintes: tensão de aceleração: 20 kV corrente de irradiação: 0,5 μA tempo acumulativo: 0,15 s diâmetro de feixe: 15 μm faixa de medição das 20 amostras: altura 3 mm x largura 25 mm
FRAÇÃO VOLUMÉTRICA DE MARTENSITA
[0083] A resistência à abrasão de uma placa de aço depende, prin cipalmente, da dureza da sua camada superficial. Consequentemente, uma amostra foi coletada a partir do centro de cada placa de aço obtida, na sua direção transversal, de modo que o ponto de observação fosse localizado em uma posição com profundidade de 1 mm, medida a partir da superfície. A superfície da amostra foi polida até espelho e marcada com “nital”. Uma imagem de uma faixa de 10 mm x 10 mm foi capturada com a utilização de um microscópio eletrônico de varredura (SEM, da sigle em inglês “Scanning Electron Microscope”). A imagem capturada foi analisada por um analisador de imagem para calcular a fração superficial de martensita, sendo esse valor calculado como sendo a fração volumétrica de martensita usado na presente descrição.
TAMANHO DO GRÃO PRÉ-AUSTENÍTICO
[0084] Uma amostra para a medição do tamanho do grão pré- austenítico foi coletada da espessura da placa, tendo a região de segregação central como a origem da fratura após corte com gás, no centro da placa e na direção da sua largura. A superfície da amostra foi polida até espelho e marcada com ácido pícrico. 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 por um analisador de imagem para calcular o tamanho do grão pré-austenítico, expresso como um diâmetro circular equivalente.
[0085] Adicionalmente, para cada uma das placas de aço obtidas, as suas dureza Brinell e resistência à fratura retardada foram avaliadas pelos métodos descritos a seguir. Os resultados da avaliação são listados na Tabela 3.
DUREZA BRINELL
[0086] A dureza da camada superficial da placa de aço foi medida como um valor indicativo da sua resistência à abrasão. Uma amostra para teste foi coletada na profundidade de 1 mm, a partir da superfície da placa de aço. Após o polimento da superfície até espelho, a dureza Brinell da amostra foi medida em conformidade com a norma JIS Z 2243 (2008). A medição foi feita com uma carga de 3.000 Kgf utilizando duras esferas de tungstênio com 10 mm em diâmetro.
AVALIAÇÃO DA RESISTÊNCIA À FRATURA RETARDADA
[0087] Quando uma microestrutura, principalmente composta de martensita, é aquecida a cerca de 400°C, ocorre a fragilização do aço revenido, pela difusão dos átomos de Fósforo presentes perto dos limites dos grãos pré-austeníticos para as fronteiras do grão, tornando os seus limites quebradiços. Uma vez que a concentração de Fósforo é mais elevada na região de segregação central da placa de aço do que nas outras áreas, a fragilização do aço revenido é mais perceptível nessa região. No caso de submeter a placa de aço ao corte com gás, essa área de fragilização por revenimento inevitavelmente aparecerá nas proximidades da superfície de corte. Além disso, o Hidrogênio contido no gás usado para o corte permeia a placa de aço a partir de sua superfície, causando a fragilização por Hidrogênio. Uma fratura retardada após o corte com gás se origina pela ruptura que ocorre nos limites dos grãos pré-austeníticos que se tornaram significativamente frágeis devido a esses dois mecanismos de fragilização.
[0088] Por isso, para avaliar a resistência do aço à fratura retarda da após a fragilização por revenimento e por permeação de Hidrogênio, foi conduzido um teste, de acordo com o seguinte procedimento:
[0089] Primeiramente, a placa de aço foi aquecida a 400°C e res friada com ar, de modo a replicar o mecanismo de fragilização pelo revenimento.
[0090] Em seguida, uma barra redonda para ensaio de tração 14A, de acordo com a Norma JIS N° 14A (JIS Z 2241 (2014)), com diâmetro de 5 mm e comprimento de 30 mm foi coletada da parte central da largura da placa, de modo que o comprimento da barra de teste fosse paralelo à direção transversal da placa.
[0091] Essa barra redonda para ensaio de tração foi imersa em uma solução de tiocianato de amônio a 10%, sob temperatura de 25°C por 72 h, de modo a permitir que a peça ensaiada absorvesse Hidrogênio.
[0092] Subsequentemente, para evitar a difusão do Hidrogênio pa ra o exterior da peça para o ensaio de tração, a superfície da peça foi galvanizada com espessura entre 10 μm e 15 μm em um banho de eletrodeposição composto por ZnCl2 e NH4Cl. A peça resultante foi submetida ao ensaio de tração, sob taxa de deformação 1,1 x 10-5/s, com a redução da área após a fratura sendo medida de acordo com a Norma JIS Z 2241 (2014).
[0093] O ensaio de tração foi conduzido cinco vezes, com o valor médio das reduções de área usado para essa avaliação.
[0094] A quantidade total de Hidrogênio liberada por uma amostra submetida à absorção de hidrogênio, sob as mesmas condições do ensaio de tração a 400 °C, medida por um dispositivo para análise da dessorção térmica de Hidrogênio, ficou entre 0,8 ppm e 1,1 ppm.
[0095] Como pode ser visto nos resultados na Tabela 3, cada placa de aço resistente à abrasão satisfazendo as condições de acordo com a presente descrição apresentou excelente dureza Brinell de 360 HBW 10/3.000 ou superior e excelente ductilidade, isto é, resistência à fratura retardada de 10% ou mais de redução de área no ensaio de tração, após os tratamentos de fragilização por revenimento e fragilização por Hidrogênio. Como a redução de área é, preferencialmente, tão alta quanto possível, nenhum limite superior será estabelecido para esse parâmetro. Contudo, essa redução de área é, tipicamente, 50% ou inferior.
[0096] Por outro lado, cada exemplar de placa de aço comparada que não satisfez as condições de acordo com a presente descrição foi inferior em pelo menos uma dentre as propriedades de dureza e de resistência à fratura retardada.
[0097] Por exemplo, a placa de aço N° 17, com baixo teor de Car bono, apresentou dureza deficiente, devido ao baixo teor de Carbono solubilizado na matriz de martensita.
[0098] As placas de aço N° 18 e 30 apresentaram resistência à fratura retardada deficiente, pelo fato das condições de laminação para redução leve terem sido inapropriadas, resultado do elevado grau de segregação de Manganês e Fósforo, que são elementos de fragilização intergranular.
[0099] As placas de aço N° 19 e 29 apresentaram resistência à fratura retardada deficiente, pelo fato das condições de laminação a quente para redução alta terem sido insuficientes, resultado do eleva- do grau de segregação de Manganês e Fósforo, que são elementos de fragilização intergranular.
[00100] A placa de aço N° 20, com alto teor de Fósforo, apresentou resistência à fratura retardada deficiente, devido à elevada concentração de Fósforo na região de segregação central.
[00101] A placa de aço N° 21 apresentou dureza deficiente pelo fato da temperatura de reaquecimento para a têmpera ser inferior à Ac3, resultando na diminuição da fração volumétrica de martensita.
[00102] A placa de aço N° 22 apresentou resistência à fratura retardada deficiente pelo fato do tamanho do grão pré-austenítico ter aumentado devido à alta temperatura de reaquecimento para a têmpera.
[00103] A placa de aço N° 23 apresentou dureza deficiente pelo fato da transformação de martensita não ocorrer devido à baixa taxa de resfriamento na têmpera após reaquecimento.
[00104] As placas de aço N° 24 e 33 apresentaram dureza deficiente em razão do amolecimento que ocorreu devido à alta temperatura de revenimento.
[00105] A placa de aço N° 31 apresentou dureza deficiente pelo fato da transformação de martensita não ocorrer devido à baixa taxa de resfriamento na têmpera direta.
[00106] A placa de aço N° 32 apresentou dureza deficiente pelo fato da temperatura da têmpera direta ser inferior a Ac3, resultando na diminuição da fração volumétrica de martensita. TABELAS TABELA 1 * O restante da composição química consiste em Ferro e impurezas inevitáveis. Sublinhados indicam fora da faixa revelada nessa divulgação. TABELA 2 * 1 Número de vezes que a laminação para redução leve, com gradiente de laminação de 0,4 mm/m ou mais, foi executada a montante de posição de solidificação final de placa. * 2 Número de vezes que a laminação para alta redução, com razão de formato de lamina- ção de 0,7 ou mais e redução por laminação de 7% ou mais, na parte central da espessura de placa, na temperatura de 950°C ou mais, foi executada. * 3 Taxa média de resfriamento de 650 até 300°C. Sublinhados indicam fora da faixa revelada nessa divulgação. TABELA 3 * Redução de área no ensaio de tração após sujeição a tratamento de fragilização por revenimento e subsequente fragilização por Hidrogênio. Sublinhados indicam fora da faixa revelada nessa divulgação.
FIGURAS BREVE DESCRIÇÃO
[00107] A Figura 1 é um diagrama esquemático ilustrando o processo de laminação contínua, de acordo com uma das modalidades aqui reveladas; e
[00108] A Figura 2 é um diagrama esquemático ilustrando o processo de laminação contínua, detalhando a posição final da placa de aço e a conformação geométrica dos rolos de laminação e sua influência na redução da espessura da placa, de acordo com uma das modalidades aqui reveladas. LISTA DE LEGENDAS 1 laminador contínuo 2 distribuidor 3 aço fundido 4 molde 5 rolo de laminação 6 aço fundido em escoamento 7 aço solidificado em formato de placa 8 posição final do aço solidificado no laminador 9 rolo de laminação dta= redução da espessura da placa no rolo superior dtb = redução da espessura da placa no rolo inferior L = distância centro-a-centro entre dois rolos sucessivos Seta à esquerda = posição à montante do laminador Seta à direita = posição à jusante do laminador LISTA DE PATENTES CITADAS PTL 1: JP 4645306 B2 PTL 2: JP 4735191 B2 PTL 3: JP 5145804 B2 PTL 4: JP 5145805 B2

Claims (4)

1. Placa de aço resistente à abrasão, caracterizada pelo fato de que compreende: uma composição química consistindo em, em % em massa, C: 0,10 % a 0,23 %, Si: 0,01 % a 1,0 %, Mn: 0,30 % a 3,00 %, P: 0,025% ou menos, S: 0,02% ou menos, Cr: 0,01 % a 2,00 %, Al: 0,001 % a 0,100 %, N: 0,01% ou menos, opcionalmente um ou mais selecionados do grupo que consiste em: Cu: 0,01 % a 2,0 %, Ni: 0,01 % a 5,0 %, Mo: 0,01 % a 3,0 %, Nb: 0,001 % a 0,100 %, Ti: 0,001 % a 0,050 %, B: 0,0001 % a 0,0100 %, V: 0,001 % a 1,00 %, W: 0,01 % a 1,50 %, Ca: 0,0001 % a 0,0200 %, Mg: 0,0001 % a 0,0200 %, e terras raras (REM): 0,0005 % a 0,0500 %, e o restante da composição consistindo em Fe e impurezas inevitáveis; e uma microestrutura na qual a fração volumétrica de marten- sita, em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão, é 90% ou superior, a fração volumétrica 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 a 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 pré-austenítico, na espessura intermediária da placa de aço resistente à abrasão, de 80 μm ou inferior, o tamanho de grão de austenita anterior sendo 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 uma faixa de 10 mm x 10 mm usando um microscópio ótico; e análise da imagem usando um analisador de imagem para calcular o tamanho de grão de austenita anterior, em que o tamanho de grão de austenita anterior é calculado como um diâmetro circular equivalente; em que: a dureza Brinell, em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão, está entre 360 e 490 HBW 10/3.000, a dureza Brinell sendo medida por: coleta de um corpo de prova para a medição da placa de aço de modo que a posição de observação seja uma posição de profundidade de 1 mm da superfície da placa de aço; e, após polimento espelhado da superfície do corpo de prova, medição da dureza Brinell conforme JIS Z 2243 (2008) com carga de 3000 Kgf utilizando bolas duras de tungstênio de 10 mm de diâmetro; as concentrações, expressas em % massa, de Manganês [Mn] e Fósforo [P], na região de segregação central da placa, satisfazem a seguinte Expressão (1): 0,04[Mn] + [P] < 0,55 (1), medida 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, imediata análise quantitativa 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 rei-vindicação 1, caracterizada pelo fato de que a redução de área em um ensaio de tração com uma taxa de desgaste de 1,1 x 10-5/s, realizado após sujeição a tratamento de fragilização por revenimento e subsequente tratamento de fragilização por hidrogênio, é 10% ou superior, sendo que na fragilização por revenimento a placa de aço resistente à abrasão é aquecida a 400°C e, após, é resfriada por ar, e no tratamento de fragilização por hidrogênio, uma peça de ensaio de tração de barra redonda JIS N° 14A com um diâmetro da porção paralela de 5 mm e um comprimento da porção paralela de 30 mm é coletado da parte central da espessura da placa após a fragilização por têmpera para que o comprimento da peça de ensaio fique paralelo à direção transversa da placa e, em seguida, a peça de ensaio de tração de barra redonda é imersa em uma solução de tiocianato de 10% de amônio a 25°C por 72 horas.
3. Método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, como definida na reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que compreende: submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo para formar uma placa; aquecer a placa a temperatura entre 1.000°C e 1.300°C; submeter a placa aquecida à laminação a quente, com um fator de forma de laminação de 0,7 ou superior e uma redução de espessura por laminação de 7% ou superior, com a temperatura da parte central da espessura da placa de 950°C ou superior, por três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente, em que o fator de forma de laminação (ld/hm) é definido pela expressão: ld/hm = {R(hi-h0)}1/2/{(hi + 2h0)/3}, onde 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 até a temperatura de têmpera; e temperar a placa de aço laminada a quente reaquecida, em que: a placa apresenta a composição química, como definida na reivindicação 1; a placa produzida no lingotamento contínuo é laminada para leve redução de espessura, com gradiente de laminação de 0,4 mm/m ou superior, por duas vezes ou mais, a montante da posição de solidificação final da placa; a temperatura de reaquecimento para iniciar a têmpera está entre Ac3 até 1.050°C, em que Ac3 é calculado conforme a seguinte expressão: Ac3 (°C) = 937 - 5722,765([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] + 3315[B], onde [M] é o conteúdo (% em massa) do elemento M, e [M] = 0 no caso em que o elemento M não é adicionado; e a taxa média de resfriamento, entre 650°C e 300°C, na têmpera é 1°C/s ou superior.
4. Método, de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que compreende, adicionalmente, o revenimento da placa de aço laminada a quente e resfriada rapidamente sob temperatura de revenimento entre 100°C e 300°C.
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B06U Preliminary requirement: requests with searches performed by other patent offices: procedure suspended [chapter 6.21 patent gazette]
B350 Update of information on the portal [chapter 15.35 patent gazette]
B06A Patent application procedure suspended [chapter 6.1 patent gazette]
B09B Patent application refused [chapter 9.2 patent gazette]
B12B Appeal against refusal [chapter 12.2 patent gazette]
B16A Patent or certificate of addition of invention granted [chapter 16.1 patent gazette]

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