BR112020012791B1 - Chapa de aço laminada a quente e método para fabricação da mesma - Google Patents

Chapa de aço laminada a quente e método para fabricação da mesma Download PDF

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Abstract

trata-se de uma chapa de aço laminada a quente tendo uma composição de componente prescrita, uma estrutura na qual, em uma posição em 1/2 da espessura de chapa, martensita constitui menos de 3% por razão de área, ferrita bainítica constitui 95% ou maior, por razão de área, e o tamanho médio de grão da ferrita bainítica é 6,0 µm ou menos, e, adicionalmente, na qual a proporção de nb precipitado como carbonitreto de nb é 0,025%, em massa, ou maior, e a proporção de nb precipitado como carbonitreto de nb tendo um tamanho de grão de 20 nm ou maior é pelo menos 50% da massa total do nb precipitado como carbonitreto de nb e é configurado de modo que a resistência à tração seja 640 mpa ou mais, a razão de rendimento seja 85% ou menos, a energia absorvida por impacto de charpy a uma temperatura de -40°c seja 300 j ou mais, e a taxa de fratura dúctil (valor de sa) obtida em um teste de dwtt a uma temperatura de -40°c seja 85% ou maior.

Description

CAMPO DA TÉCNICA
[001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a quente e a um método para fabricação da mesma. De modo específico, a presente invenção se refere a uma chapa de aço laminada a quente de alta dureza e alta resistência tendo uma alta energia absorvida e a um método para fabricação da mesma. Em particular, a presente invenção se refere a uma chapa de aço laminada a quente adequada para aplicação a tubos de aço soldados com resistência elétrica de alta intensidade e tubos de aço em espiral de alta resistência que tenham alta resistência, uma alta energia absorvida por impacto de Charpy e uma excelente propriedade de DWTT, e a presente in-venção se refere a um método para fabricação da mesma.
FUNDAMENTOS DA TÉCNICA
[002] Para tubos de linha, que são usados para transportar gás natural, petróleo bruto, e similares, deseja-se aperfeiçoar a eficiência de transporte com uma operação de alta pressão. De modo correspondente, uma necessidade por uma resistência aumentada está crescendo significativamente. Em particular, tubos de linha para transportar gás em alta pressão precisam ter não somente propriedades de material necessárias em aços estruturais típicos, tais como resistência e dureza, mas também propriedades de material relacionadas à resistência à fratura que é específica a tubos de linha para gás.
[003] Os valores de resistência à fratura de aços estruturais típicos representam propriedades de resistência associadas à fratura por fragilização e são, portanto, usados como índices para produzir um desenho para evitar fraturas por fragilização em ambientes de uso. Para tubos de linha para gás de alta pressão, no entanto, inibir somente fratura por fragilização não é suficiente para evitar uma fratura em larga escala, ou seja, inibir uma fratura dúctil denominada fratura dúctil instável também é necessário.
[004] A fratura dúctil instável é um fenômeno no qual, em um tubo linear para gás de alta pressão, a fratura dúctil se propaga a uma velocidade menor que 100 m/s em uma direção de eixo geométrico de tubo, que pode resultar em uma fratura em larga escala por vários quilômetros. A partir de resultados de investigações passadas, sabe-se que uma forma eficaz de inibir uma fratura dúctil instável consiste em aperfeiçoar a energia absorvida por impacto de Charpy, e, de modo correspondente, há uma necessidade por uma alta energia absorvida por impacto de Charpy (inibição de fratura dúctil). Adicionalmente, existe um valor de DWTT (Teste de Rasgo por Queda de Peso) (uma temperatura de transição de aparência de fratura na qual a fratura dúctil percentual alcança 85%), que é um valor especificado com base nos resultados de testes de ruptura por gás passado de tubos em escala completa. De modo correspondente, há uma necessidade por uma excelente propriedade de DWTT (dureza em baixa temperatura).
[005] Além disso, há uma tendência pelo desenvolvimento recente de campos de gás e campos de petróleo se expandirem para as regiões árticas, tais como Rússia e Alasca, regiões frias, tal como o Mar do Norte, regiões sísmicas, e áreas de pergelissolo. De modo correspondente, os tubos de linha a serem assentados precisam ser inibidos de fratura por fragilização e fratura dúctil, e, além disso, em alguns casos, requer-se que tenham uma razão de rendimento baixa a fim de garantir segurança em casos em que ocorre uma deformação grande devido à deformação do solo.
[006] Para abordar essa exigência, a Literatura de Patente 1 revela um produto à base de aço para aplicação de tubulação linear tendo excelentes propriedades de resistência à fratura por fragilização e propriedades de resistência à fratura dúctil e também revela um método para fabricação do mesmo. De acordo com a descrição, um aço contém, em %, em massa, C: 0,04 a 0,09%, Si: 0,01 a 0,50%, Mn: 0,5 a 1,6%, Nb: 0,010 a 0,100%, e Mo: 0,02 a 0,50%; o aço é aquecido até a faixa de temperatura de 1100 a 1300°C; subsequentemente, a lami- nação é concluída em uma faixa de temperatura de 750 a 900°C; e, subsequentemente, realiza-se um bobinamento em uma faixa de temperatura de 400 a 550°C.
[007] A Literatura de Patente 2 revela um método para fabricar uma bobina quente para tubos de aço resistentes a gás azedo de alta dureza. De acordo com a descrição, uma placa de fundição contínua contém, em %, em peso, C: 0,05 a 0,12%, Si: 0,10 a 0,40%, Mn: 0,50 a 1,20%, e Ca: 0,0020 a 0,0060% e contém, ainda, pelo menos um de Ni, Cu, Cr, Mo, Nb, V, Zr, e Ti; a placa é submetida à laminação de redução a 950°C ou menor em uma razão de redução de 10% ou maior e 50% ou menos; subsequentemente, realiza-se um resfriamento em uma taxa de resfriamento superficial de 2°C/s ou maior até que uma temperatura superficial alcance uma temperatura menor ou igual a uma temperatura Ar3; ocorre uma recuperação durante menos de 250 s; subsequentemente, realiza-se uma laminação em uma razão de 50% ou maior em uma faixa de não recristalização; a laminação é concluída em uma faixa de 720 a 820°C; subsequentemente, realiza- se um resfriamento em uma taxa média de resfriamento de 5 a 30°C/s; e, subsequentemente, realiza-se um bobinamento em uma faixa de 400 a 600°C.
[008] A Literatura de Patente 3 revela uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência à tração para tubos de aço soldados de alta resistência e também revela um método para fabricação da mesma. A chapa de aço laminada a quente de alta resistência à tração tem uma microestrutura formada por uma fase de ferrita bainítica e 7%, em volume, ou menos de uma segunda fase, com 0,06% ou maior de car- bonitretos de Nb e V sendo dispersos na fase de ferrita bainítica. De acordo com a descrição, um material de aço contém, em %, em massa, C: 0,03 a 0,06%, Si: 1,0% ou menos, Mn: 1 a 2%, Nb: 0,05 a 0,08%, V: 0,05 a 0,15%, e Mo: 0,10 a 0,30%; o material de aço é aquecido e, então, laminado a quente em uma faixa de temperatura de 950°C ou menor em uma razão de redução de laminação acumulada de 45% ou maior, com uma temperatura de laminação de acabamento sendo (uma temperatura de transformação Ar3 - 30°C) ou maior; dentro de 10 s após a conclusão da laminação a quente, resfriamento ace-lerado para resfriar a uma faixa de temperatura de 550 a 650°C é realizado em uma taxa média de resfriamento de 20 °C/s ou maior, sendo que a faixa de temperatura e a taxa média de resfriamento são associadas a uma parte intermediária de espessura de chapa; um processo de resfriamento a ar para que um resfriamento a ar ocorra por 30 s ou menos após a conclusão do processo de resfriamento acelerado; subsequentemente, realiza-se um bobinamento para formar uma bobina; e a bobina bobinada é naturalmente resfriada em uma taxa média de resfriamento de 1°C/s ou inferior.
[009] A Literatura de Patente 4 revela um material de tubo de açode alta resistência e alta dureza tendo uma excelente capacidade de soldagem e também revela um método para fabricação do mesmo. De acordo com a descrição, um aço contém, em %, em massa, C: 0,005 a 0,020%, Si: 0,05 a 1,0%, Mn: 1,0 a 4,0%, Nb: 0,01 a 0,50%, Ti: 0,005 a 0,10%, e B: 0,0010 a 0,010% e satisfaz uma fórmula condicional para inibir que martensita seja formada no histórico térmico de soldagem; o aço é aquecido a 1000 a 1250°C e, então, laminado a quente para formar uma chapa de aço; na laminação, a razão de redução de lami- nação acumulada para uma faixa de temperatura de austenita de baixa temperatura, que é 900°C e menor, é 50% ou maior, e a temperatu- ra de acabamento de laminação é 700 a 850°C; a chapa de aço é resfriada em uma taxa de resfriamento de 5°C/s ou maior a partir de uma temperatura da temperatura de acabamento de laminação - 50°C ou maior a uma temperatura de 400°C ou menor.
LISTA DE CITAÇÃO Literatura de Patente
[0010] PTL 1: Publicação de Pedido de Patente Japonês Não Examinado no 2003-3231
[0011] PTL 2: Publicação de Pedido de Patente Japonês Não Examinado no 7-268467
[0012] PTL 3: Publicação de Pedido de Patente Japonês Não Examinado no 2011-17061
[0013] PTL 4: Publicação de Pedido de Patente Japonês Não Examinado no 2004-76101
SUMÁRIO DA INVENÇÃO Problema da técnica
[0014] Infelizmente, na Literatura de Patente 1, as energias absor vidas de Charpy a -20°C de exemplos não são maiores que 235 J, e, portanto, não se pode dizer que os produtos de aço, como materiais para tubos de aço para aplicação de tubos, tenham uma alta capacidade de deter uma fratura dúctil instável. Adicionalmente, quando o uso em temperaturas menores for considerado, há uma questão que os produtos de aço, como materiais para tubos de aço para aplicação de tubos de linha, podem ter um baixo nível de capacidade de deter uma fratura dúctil instável.
[0015] Adicionalmente, as chapas de aço laminadas a quente descritas na Literatura de Patente 2 têm uma resistência de HIC e dureza em baixa temperatura (vTrs) visivelmente aperfeiçoadas; no entanto, as resistências à tração de exemplos não são maiores que 603 MPa, e, portanto, as chapas de aço laminadas a quente não podem satisfa- zer a necessidade por uma resistência aumentada, que se deseja aperfeiçoar para a eficiência de transporte com uma operação de alta pressão. Adicionalmente, sabe-se que vTrs tende a diminuir com uma resistência crescente, e, portanto, não pode ser necessariamente dito que os vTrs's dos exemplos são valores altos. Além disso, não existem descrições de uma propriedade de DWTT ou uma energia absorvida de Charpy, e, portanto, não se pode dizer que as chapas de aço laminadas a quente, como materiais para tubos de aço para aplicação de tubos de linha, tenham uma alta capacidade de deter uma fratura por fragilização e uma fratura dúctil instável.
[0016] Em relação às chapas de aço laminadas a quente descritas na Literatura de Patente 3, as chapas de aço são bobinadas para formar uma bobina e, então, são naturalmente resfriadas para permitir que carbonitretos de Nb e V sejam precipitados. Os carbonitretos que são precipitados em baixas temperaturas são muito finos e, portanto, proporcionam uma alta capacidade de fortalecimento por precipitação. No entanto, um aumento excessivo em resistência de rendimento também é causado, que pode resultar em um aumento na razão de rendimento. Exemplos da invenção dos exemplos têm razões de rendimento não menores que 85,7%, e, portanto, há uma questão que as chapas de aço laminadas a quente podem ter um nível baixo de garantia de segurança em relação a grandes deformações devido à deforma-ção do solo. Adicionalmente, as chapas de aço laminadas a quente dos exemplos têm uma espessura de chapa pequena de 12 mm, e, por exemplo, em um caso em que uma chapa de aço laminada a quente de 19 mm ou maior deve ser fabricada, há uma questão que a microestrutura desejada não pode ser alcançada em uma parte intermediária de espessura de chapa, onde a taxa de resfriamento após a laminação é lenta, e, como resultado, o aço base pode ter um nível baixo de dureza (vTrs).
[0017] As chapas de aço laminadas a quente descritas na Literatura de Patente 4 têm em energias absorvidas de Charpy muito altas e, logo, têm uma alta capacidade de deter uma fratura dúctil instável; no entanto, seus vTrs's não são menores que -105°C, e, portanto, não se pode dizer que as chapas de aço laminadas a quente tenham uma alta dureza em baixa temperatura (resistência à fratura por fragilização). Adicionalmente, a maioria dos exemplos tem uma razão de rendimento maior que 85%, e, portanto, há uma questão que as chapas de aço laminadas a quente podem ter um nível baixo de garantia de segurança em relação a deformações grandes devido à deformação do solo.
[0018] Tendo em vista as circunstâncias anteriores, um objetivo da presente invenção consiste em proporcionar uma chapa de aço laminada a quente de alta resistência e alta dureza tendo uma alta energia absorvida e proporcionar um método para proporcionar um método para fabricação do mesmo, a chapa de aço laminada a quente tem uma resistência à tração de 640 MPa ou maior, uma razão de rendimento de 85% ou menos, uma energia absorvida por impacto de Charpy a -40°C de 300 J ou maior, e uma fratura dúctil percentual de 85% ou maior conforme determinado por um teste de DWTT a -40°C.
Solução ao problema
[0019] Os presentes inventores realizaram, de modo diligente, estudos em chapas de aços para aplicação de tubos de linha, considerando vários fatores que afetam a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT. Como resultado, constatou-se que uma chapa de aço laminada a quente de razão de rendimento baixa, alta resistência e alta dureza tendo uma alta energia absorvida por impacto de Charpy e uma excelente propriedade de DWTT pode ser obtida da seguinte forma. Uma composição é projetada em que os componentes químicos, como C, Mn, Nb, e Ti, são apropriadamente ajustados. A razão de redução de laminação acumulada e a temperatura de acabamento de laminação para uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita são controladas. Uma temperatura de parada de resfriamento é ajustada para que fique imediatamente acima de uma temperatura de Ms. Consequentemente, uma microestrutura pode ser obtida em que ferrita bainítica está presente como uma fase principal, martensita é reduzida o máximo possível, e uma proporção predeterminada ou proporção maior de um carbonitreto de Nb é dispersa.
[0020] Apresenta-se, a seguir, um sumário da presente invenção.
[0021] [1] Chapa de aço laminada a quente incluindo uma compo sição química e uma microestrutura,
[0022] a composição química contém, em %, em massa
[0023] C: 0,04% ou maior e 0,08% ou menos,
[0024] Si: 0,01% ou maior e 0,50% ou menos,
[0025] Mn: 1,2% ou maior e 2,0% ou menos,
[0026] P: 0,001% ou maior e 0,010% ou menos,
[0027] S: 0,0030% ou menos,
[0028] Al: 0,01% ou maior e 0,08% ou menos,
[0029] Nb: 0,050% ou maior e 0,100% ou menos,
[0030] Ti: 0,005% ou maior e 0,025% ou menos,
[0031] N: 0,001% ou maior e 0,006% ou menos, e
[0032] pelo menos um selecionado a partir de Cu: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Ni: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Cr: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Mo: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, V: 0,01% ou maior e 0,10% ou menos, e B: 0,0005% ou maior e 0,0030% ou menos, com o equilíbrio sendo Fe e impurezas incidentais,
[0033] em que, na microestrutura, em uma posição de 1/2 espessura de chapa, uma fração de área de martensita é inferior a 3%, uma fração de área de ferrita bainítica é 95% ou maior, a ferrita bainítica tem um diâmetro médio de grão de 6,0 μm ou menos, uma proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb é 0,025%, em massa, ou maior, e uma proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior constitui 50% ou mais de uma massa total do Nb precipitado como carbonitreto de Nb, e
[0034] em que a chapa de aço laminada a quente tem uma resistência à tração de 640 MPa ou maior, uma razão de rendimento de 85% ou menos, uma energia absorvida por impacto de Charpy a -40°C de 300 J ou maior, e uma fratura dúctil percentual (valor de SA) de 85% ou mais conforme determinado por um teste de DWTT a -40°C.
[0035] [2] Chapa de aço laminada a quente, de acordo com [1], em que a composição química contém, ainda, em %, em massa, pelo menos um selecionado a partir de
[0036] Ca: 0,0005% ou maior e 0,0100% ou menos,
[0037] REM: 0,0005% ou maior e 0,0200% ou menos,
[0038] Zr: 0,0005% ou maior e 0,0300% ou menos, e
[0039] Mg: 0,0005% ou maior e 0,0100% ou menos.
[0040] [3] Método para fabricação da chapa de aço laminada a quente, conforme definido em [1] ou [2], o método inclui:
[0041] formar uma chapa de aço laminada a quente aquecendo-se uma placa de aço tendo a composição química a uma temperatura de 1100°C ou superior e 1250°C ou inferior e, então, laminar a placa em uma faixa de temperatura de recristalização de austenita, e, subsequentemente, realizar uma laminação em uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita em uma razão de redução de lamina- ção acumulada superior a 75%, com uma temperatura de acabamento de laminação sendo (uma temperatura de Ar3 + 30°C) ou superior e (a temperatura de Ar3 + 130°C) ou inferior;
[0042] posteriormente resfriar a chapa de aço laminada a quente a uma faixa de temperatura de uma temperatura de Ms ou superior e (a temperatura de Ms + 150°C) ou inferior por resfriamento acelerado em uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou superior e 60°C/s ou inferior, a faixa de temperatura e a taxa média de resfriamento são associadas a uma parte intermediária de espessura de chapa; e
[0043] bobinar a chapa de aço laminada a quente em uma tempe ratura de 450°C ou superior e 600°C ou inferior.
[0044] [4] Método para fabricação da chapa de aço laminada a quente, conforme definido em [1] ou [2], o método que inclui:
[0045] formar uma chapa de aço laminada a quente aquecendo-se uma placa de aço tendo a composição química a uma temperatura de 1100°C ou superior e 1250°C ou inferior e, então, submeter a placa a uma laminação bruta primária em uma faixa de temperatura de recris- talização de austenita, subsequentemente, resfriar a placa a uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita em uma taxa média de resfriamento de 1,5°C/s ou superior, a taxa média de resfriamento é associada a uma parte intermediária de espessura de chapa, e realizar uma laminação bruta secundária e uma laminação de acabamento na faixa de temperatura de não recristalização de austenita em uma razão de redução de laminação acumulada da laminação bruta secundária e da laminação de acabamento superior a 75%, com uma temperatura de entrega de acabamento sendo (uma temperatura de Ar3 + 30°C) ou superior e (a temperatura de Ar3 + 130°C) ou inferior;
[0046] posteriormente resfriar a chapa de aço laminada a quente a uma faixa de temperatura de uma temperatura de Ms ou superior e (a temperatura de Ms + 150°C) ou inferior por resfriamento acelerado em uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou superior e 60°C/s ou inferior, a faixa de temperatura e a taxa média de resfriamento são associadas à parte intermediária de espessura de chapa; e
[0047] bobinar a chapa de aço laminada a quente em uma tempe ratura de 450°C ou superior e 600°C ou inferior.
Efeitos Vantajosos da Invenção
[0048] Com a presente invenção, pode-se obter uma microestrutu- ra de aço na qual ferrita bainítica está presente como um constituinte principal e uma proporção predeterminada ou uma proporção maior de um carbonitreto de Nb é dispersa. A microestrutura de aço é alcançada controlando-se apropriadamente as condições de laminação e as condições de resfriamento pós-laminação. Consequentemente, proporciona-se uma chapa de aço tendo uma resistência à tração de 640 MPa ou maior, uma razão de rendimento de 85% ou menos, uma energia absorvida por impacto de Charpy a -40°C de 300 J ou maior, e uma fratura dúctil percentual de 85% ou maior conforme determinado por um teste de DWTT a -40°C, que é bastante benéfica à indústria.
Descrição das Modalidades
[0049] Descreve-se, agora, em detalhes, a presente invenção.
[0050] Primeiramente, descrevem-se as razões para as limitações à composição química da presente invenção. Nota-se que no contexto de componentes, "%" significa %, em massa.
[0051] C: 0,04% ou maior e 0,08% ou menos
[0052] C forma uma microestrutura principalmente de ferrita bainí-tica após um resfriamento acelerado, e atua efetivamente para aumentar a transformação de fortalecimento. Se o teor de C for inferior a 0,04%, entretanto, uma transformação de ferrita poligonal e uma transformação de pearlita tendem a ocorrer durante o resfriamento, e, como resultado, a proporção predeterminada de ferrita bainítica pode não ser alcançada, e, portanto, a resistência à tração desejada (> 640 MPa) pode não ser alcançada. Por outro lado, se o teor de C for maior que 0,08%, martensita dura tende a se formar após o resfriamento acelerado, e, como resultado, o aço base pode não ter energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT baixas. De modo correspondente, o teor de C é 0,04% ou maior e 0,08% ou menos.Prefere-se que o teor de C seja 0,04% ou maior e 0,07% ou menos.
[0053] Si: 0,01% ou maior e 0,50% ou menos
[0054] Si é um elemento necessário para desoxidação e tem um efeito de aperfeiçoar a resistência de chapas de aço laminadas a quente através de um fortalecimento por solução sólida. A proporção da adição de Si necessário para produzir o efeito é maior ou igual a 0,01%. Por outro lado, se o teor de Si for superior a 0,50%, a qualidade de soldas é degradada, e a dureza de zonas termicamente afetadas por solda é degradada. Adicionalmente, a escala vermelha é visivelmente formada, que degrada a característica de aparência de chapas de aço. De modo correspondente, o teor de Si é 0,01% ou maior e 0,50% ou menos. Prefere-se que o teor de Si seja 0,01% ou maior e 0,20% ou menos.
[0055] Mn: 1,2% ou maior e 2,0% ou menos
[0056] Similarmente a C, Mn forma uma microestrutura principalmente de ferrita bainítica após um resfriamento acelerado, e atua efetivamente para aumentar a transformação de fortalecimento. Se o teor de Mn for inferior a 1,2%, no entanto, a transformação de ferrita poligonal e a transformação de pearlita tendem a ocorrer durante o resfriamento, e, como resultado, a proporção predeterminada de ferrita bai- nítica pode não ser alcançada, e, portanto, a resistência à tração desejada (> 640 MPa) pode não ser alcançada. Por outro lado, se o teor de Mn for maior que 2,0%, Mn é concentrado em uma porção de segregação que é inevitavelmente formada durante a fundição, e a porção causa degradação da energia absorvida por impacto de Charpy e pro-priedade de DWTT. De modo correspondente, o teor de Mn é 1,2% ou maior e 2,0% ou menos. Prefere-se que o teor de Mn seja 1,2% ou maior e 1,8% ou menos.
[0057] P: 0,001% ou maior e 0,010% ou menos
[0058] P é um elemento eficaz para aumentar a resistência de chapas de aço laminadas a quente através do fortalecimento por solução sólida. Se o teor de P for inferior a 0,001%, no entanto, o efeito pode não ser produzido, e, também, os custos de desfosforização no processo siderúrgico podem aumentar. De modo correspondente, o teor de P é maior ou igual a 0,001%. Por outro lado, se o teor de P é maior que 0,010%, a dureza e a capacidade de soldagem são visivelmente degradadas. De modo correspondente, o teor de P é 0,001% ou maior e 0,010% ou menos.
[0059] S: 0,0030% ou menos
[0060] S é um elemento prejudicial que causa fragilização a quente e, além disso, reduz a dureza e a ductilidade estando presentes como inclusões à base de sulfeto no aço. De modo correspondente, é preferível reduzir S o máximo possível; na presente invenção, o limite superior do teor de S é 0,0030%. Prefere-se que o teor de S seja infei- ror ou igual a 0,0015%. O limite inferior do teor de S não é particularmente limitado, reduzindo-se extremamente os resultados de S em um aumento nos custos de siderurgia. De modo correspondente, é preferível que o teor de S seja maior ou igual a 0,0001%.
[0061] Al: 0,01% ou maior e 0,08% ou menos
[0062] Al é um elemento a ser incluído como um agente desoxidante. Adicionalmente, Al tem uma capacidade de fortalecimento por solução sólida e, portanto, atua efetivamente para aumentar a resistência de chapas de aço laminadas a quente. Se o teor de Al for menor que 0,01%, no entanto, o efeito não pode ser produzido. Por outro lado, se o teor de Al for superior a 0,08%, os custos com matéria-prima aumentam, e a dureza pode diminuir. De modo correspondente, o teor de Al é 0,01% ou maior e 0,08% ou menos. Prefere-se que o teor de Al seja 0,01% ou maior e 0,05% ou menos.
[0063] Nb: 0,050% ou maior e 0,100% ou menos
[0064] Nb tem um efeito de expandir uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita para laminação a quente e é, portanto, eficaz para aperfeiçoar a dureza através de um efeito de refinamento, que é produzido realizando-se uma laminação em uma faixa de não recristalização de austenita. Adicionalmente, quando Nb é finamente precipitada como um carbonitreto, Nb aumenta a resistência de chapas de aço laminadas a quente sem comprometer a capacidade de soldagem. Para produzir esses efeitos, Nb é adicionado em uma proporção maior ou igual a 0,050%. Por outro lado, se o teor de Nb for maior que 0,100%, martensita dura tende a se formar após um resfriamento acelerado, e, como resultado, o aço base pode ter uma energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT baixas. De modo correspondente, o teor de Nb é 0,050% ou maior e 0,100% ou menos. Prefere-se que o teor de Nb seja 0,050% ou maior e 0,080% ou menos.
[0065] Ti: 0,005% ou maior e 0,025% ou menos
[0066] Ti forma um nitreto em aço. Em particular, a adição de Ti em uma proporção maior ou igual a 0,005% produz um efeito de anco- ramento de um nitreto, que resulta em um efeito de refinamento de grãos de austenita, e, portanto, Ti contribui para garantir a dureza de aços base e a dureza de zonas termicamente afetadas por solda. Adicionalmente, Ti é um elemento eficaz para aumentar a resistência de chapas de aço laminadas a quente através de fortalecimento por precipitação. A proporção de adição de Ti necessária para produzir esses efeitos é maior ou igual a 0,005%. Por outro lado, se Ti for adicionado em uma proporção maior que 0,025%, TiN se granula, e, como resultado, Ti não contribui mais ao refinamento de grãos de austenita. Consequentemente, o efeito de aperfeiçoamento de dureza não é produzido, e, ademais, TiN granulado atua como sítios de iniciação para fratu-ra dúctil e fratura por fragilização, que resulta em uma energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT significativamente baixas. De modo correspondente, o teor de Ti é 0,005% ou maior e 0,025% ou menos. Prefere-se que o teor de Ti seja maior ou igual a 0,008%. Prefere-se que o teor de Ti seja inferior ou igual a 0,018%.
[0067] N: 0,001% ou mais e 0,006% ou menos
[0068] N forma um nitreto com Ti, inibindo, assim, a granulação de austenita para contribuir para aperfeiçoar a dureza. Para produzir esse efeito de ancoramento, o teor de N é especificado como sendo maior ou igual a 0,001%. Por outro lado, se o teor de N for maior que 0,006%, o seguinte pode ocorrer: em um caso em que TiN é decomposto em uma solda, particularmente, uma zona termicamente afetada por solda (HAZ) aquecida a 1450°C ou mais se aproxima da linha de fusão, a dureza da zona de HAZ associada ao N dissolvido pode ser visivelmente reduzida. De modo correspondente, o teor de N é 0,001% ou maior e 0,006% ou menos. Em um caso em que um alto nível de dureza de uma zona termicamente afetada por solda for necessário, é preferível que o teor de N seja 0,001% ou maior e 0,004% ou menos.
[0069] Na presente invenção, além dos elementos aditivos essen ciais descritos acima, adiciona-se pelo menos um elemento selecionado a partir de Cu, Ni, Cr, Mo, V, e B.
[0070] Pelo menos um selecionado a partir de Cu: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Ni: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Cr: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Mo: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, V: 0,01% ou maior e 0,10% ou menos, e B: 0,0005% ou maior e 0,0030% ou menos
[0071] Cu: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Cr: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, e Mo: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos
[0072] Cu, Cr e Mo são elementos de aperfeiçoamento de tempe- rabilidade. Cu, Cr e Mo atuam efetivamente para garantir que a micro- estrutura após um resfriamento acelerado seja uma microestrutura na qual ferrita bainítica está presente como um constituinte principal de modo que uma resistência aumentada possa ser alcançada através de fortalecimento por transformação. O teor de Cu, o teor de Cr e o teor de Mo que são necessários para produzir o efeito são, independentemente, maiores ou iguais a 0,01%. Por outro lado, se o teor de Cu, o teor de Cr e o teor de Mo forem, independentemente, maiores que 1,00%, o efeito de aumentar a resistência não é mais produzido, e, além disso, martensita dura tende a se formar após um resfriamento acelerado, e, como resultado, o aço base pode ter uma energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT baixas. De modo correspondente, em casos em que Cu, Cr e/ou Mo são adicionados, o teor é 0,01% ou maior e 1,00% ou menos (para Cu, Cr e Mo, independentemente). De preferência, o teor de Cu é 0,01% ou maior e 0,40% ou menos, o teor de Cr é 0,01% ou maior e 0,50% ou menos, e o teor de Mo é 0,01% ou maior e 0,50% ou menos.
[0073] Ni: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos
[0074] Ni também é um elemento de aperfeiçoamento de tempe-rabilidade. A adição de Ni não causa degradação de dureza, e, portanto, Ni é um elemento útil. A proporção da adição de Ni necessária para produzir esse efeito é maior ou igual a 0,01%. Por outro lado, Ni é muito caro, e se o teor de Ni for maior que 1,00%, efeitos de Ni não sãos mais produzidos. De modo correspondente, no caso em que Ni é adicionado, o teor de Ni é 0,01% ou maior e 1,00% ou menos. Prefere-se que o teor de Ni seja 0,01% ou maior e 0,40% ou menos.
[0075] V: 0,01% ou mais e 0,10% ou menos
[0076] Similarmente a Nb, V é um elemento que tem um efeito de,quando finamente precipitado como um carbonitreto, aumentar a resistência de chapas de aço laminadas a quente sem comprometer a capacidade de soldagem. A proporção da adição de V necessária para produzir esse efeito é maior ou igual a 0,01%. Por outro lado, se o teor de V for maior que 0,10%, o efeito de aumentar a resistência não é mais produzido, e, além disso, a capacidade de soldagem pode diminuir. De modo correspondente, no caso em que V é adicionado, o teor de V é 0,01% ou mais e 0,10% ou menos. Prefere-se que o teor de V seja 0,01% ou mais e 0,05% ou menos.
[0077] B: 0,0005% ou maior e 0,0030% ou menos
[0078] B segrega em limites de grãos de austenita e inibe a transformação de ferrita. Portanto, B particularmente contribui para a prevenção da redução de resistência da região de HAZ. A proporção da adição de B necessária para produzir esse efeito é maior ou igual a 0,0005%. Por outro lado, se o teor de B for maior que 0,0030%, efeitos de B não são mais produzidos. De modo correspondente, no caso em que B é adicionado, o teor de B é 0,0005% ou maior e 0,0030% ou menos.
[0079] O equilíbrio, diferente dos componentes descritos acima, consiste em Fe e impurezas incidentais.
[0080] Adicionalmente, além dos componentes descritos anterior mente, pelo menos um selecionado a partir dos componentes a seguir pode ser incluído conforme necessário. Os componentes são Ca: 0,0005% ou maior e 0,0100% ou menos, REM: 0,0005% ou maior e 0,0200% ou menos, Zr: 0,0005% ou maior e 0,0300% ou menos, e Mg: 0,0005% ou maior e 0,0100% ou menos.
[0081] Ca, REM, Zr e Mg servem para aperfeiçoar a dureza de chapas de aço imobilizando-se S em aço. O efeito é produzido quando o elemento for adicionado em uma proporção maior ou igual a 0,0005% (para cada um dos componentes, independentemente). Por outro lado, no caso em que Ca é adicionado em uma proporção maior que 0,0100%, REM em uma proporção maior que 0,0200%, Zr em uma proporção maior que 0,0300%, e/ou Mg em uma proporção maior que 0,0100%, inclusões no aço podem aumentar, podendo degradar a dureza. De modo correspondente, no caso em que esses elementos são adicionados, os conteúdos de Ca, REM, Zr e Mg são, independentemente, Ca: 0,0005% ou maior e 0,0100% ou menos, REM: 0,0005% ou maior e 0,0200% ou menos, Zr: 0,0005% ou maior e 0,0300% ou menos, e Mg: 0,0005% ou maior e 0,0100% ou menos. De preferência, o teor de Ca é 0,0005% ou maior e 0,0040% ou menos, o teor de REM é 0,0005% ou maior e 0,0050% ou menos, o teor de Zr é 0,0005% ou maior e 0,0050% ou menos, e o teor de Mg é 0,0005% ou maior e 0,0050% ou menos.
[0082] Agora, descreve-se uma microestrutura possuída por uma chapa de aço laminada a quente da presente invenção.
[0083] Uma chapa de aço laminada a quente da presente invenção tem uma microestrutura que permite as características, ou seja, uma resistência à tração de 640 MPa ou superior, uma razão de rendimento de 85% ou menos, uma energia absorvida por impacto de Charpy a -40°C de 300 J ou maior, e uma fratura dúctil percentual de 85% ou maior conforme determinado por um teste de DWTT a -40°C, sejam consistentemente proporcionadas. Na microestrutura, em uma posição de 1/2 espessura de chapa (uma porção 1/2 t em relação a uma espessura de chapa t), uma fração de área de martensita é menos que 3%, uma fração de área de ferrita bainítica é 95% ou maior, e a ferrita bainítica tem um diâmetro médio de grão de 6,0 μm ou menos. Além disso, na microestrutura, uma proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb é 0,025 %, em massa, ou maior, e uma proporção de Nb precipitada como carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior constitui 50% ou mais de uma massa total do Nb precipitado como carbonitreto de Nb. Deve-se notar que a ferrita bainí- tica é uma fase incluindo uma subestrutura que tem uma densidade de deslocamento alta, e a ferrita bainítica inclui ferrita acicular. Os constituintes restantes na microestrutura podem incluir martensita, que pode constituir uma fração de área menor que 3%, e pode incluir uma ou mais fases diferentes da ferrita bainítica, tais como ferrita e pearlita. Os efeitos da presente invenção podem ser produzidos desde que uma fração de área total dos constituintes restantes na microestrutura seja inferior a 5%.
[0084] Fração de área de martensita na posição de 1/2 espessura de chapa: inferior a 3%
[0085] Conforme o uso na presente invenção, o termo "martensita" se refere à martensita formada a partir de austenita não transformada nos limites de grão y (austenita) prévios ou em grãos y prévios em um processo de resfriamento pós-laminação. A martensita tem uma dureza maior que a fase principal e atua como sítios de iniciação para fratura dúctil e fratura por fragilização. Logo, uma fração de área de mar- tensita não inferior a 3% resulta em uma energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT significativamente baixas. Por outro lado, quando a fração de área de martensita for inferior a 3%, o grau de degradação da energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT é pequeno. De modo correspondente, na presente invenção, a fração de área de martensita em uma posição de 1/2 espessura de chapa é limitada a menos de 3% (incluindo 0%).
[0086] Fração de área de ferrita bainítica na posição de 1/2 espes sura de chapa: 95% ou mais
[0087] Uma fase de ferrita bainítica é uma fase dura e é eficaz pa ra aumentar a resistência de chapas de aço através de fortalecimento de microestrutura por transformação. Garantindo-se que a ferrita bainí- tica constitua uma fração de área não menor que 95%, pode-se alcançar uma resistência aumentada enquanto se estabiliza a energia absorvida por impacto de Charpy e a propriedade de DWTT em um nível alto. Por outro lado, se a fração de área de ferrita bainítica for menor que 95%, a fração de área total dos constituintes restantes na microes- trutura, tais como ferrita, pearlita e martensita, excede 5%. Nessa mi- croestrutura de compósito, a interface entre as diferentes fases atua como sítios de iniciação para fratura dúctil e fratura por fragilização, e, portanto, a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT alvos não podem ser alcançadas mesmo quando a resistência à tração desejada for satisfeita. De modo correspondente, a fração de área de ferrita bainítica em uma posição de 1/2 espessura de chapa é especificada como sendo 95% ou maior (incluindo 100%).
[0088] Diâmetro médio de grão de ferrita bainítica na posição de 1/2 espessura de chapa: 6,0 μm ou menos
[0089] Os limites de grão servem para resistir à propagação de fratura por fragilização, e, portanto, a redução do diâmetro médio de grão de ferrita bainítica resulta em uma propriedade de DWTT aperfeiçoada. Para produzir esse efeito, o diâmetro médio de grão da ferrita bainítica é especificado como sendo 6,0 μm ou menos.
[0090] A proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb:0,025%, em massa, ou mais, e a quantidade da proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior: 50% ou mais da massa total de Nb precipitado como car- bonitreto de Nb, na posição de 1/2 espessura de chapa.
[0091] Na presente invenção, o carbonitreto de Nb é apropriada mente controlado; o carbonitreto de Nb é formado como resultado de precipitação induzida por tração em uma etapa de laminação realizada em uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita e, como resultado da precipitação associada à transformação durante o resfriamento e o bobinamento. Consequentemente, a resistência à tração desejada (> 640 MPa) é alcançada enquanto se estabiliza a energia absorvida por impacto de Charpy e a propriedade de DWTT em um nível alto. No entanto, se uma proporção de carbonitreto de Nb for inferior a 0,025%, em massa, em termos de uma proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb, a resistência à tração desejada (> 640 MPa) pode não ser alcançada. De modo correspondente, a proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb é especificada como sendo maior ou igual a 0,025%, em massa. Prefere-se que a proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb seja maior ou igual a 0,030%, em massa.
[0092] Adicionalmente, carbonitretos de Nb fino tendo um diâmetro de grão inferior a 20 nm, que são predominantemente precipitados durante o resfriamento após uma bobina ser formada por bobinamento, aumenta excessivamente a resistência de rendimento através de fortalecimento por precipitação. Como resultado, a razão de rendimento baixa desejada (< 85%) não pode ser alcançada. No entanto, garantindo-se que a proporção de carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior, em termos da proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior, é 50% ou mais de uma massa total de Nb precipitado como carbonitreto de Nb, inibe-se um aumento na razão de rendimento. Consequentemente, a razão de rendimento baixa desejada é alcançada. De modo correspondente, a proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior é especificada como sendo 50% ou mais da massa total de Nb precipitado como carbonitreto de Nb. Prefere-se que a proporção seja maior ou igual a 60%.
[0093] As frações de área das fases, incluindo a ferrita bainítica, são determinadas da maneira a seguir. Um corte transversal em L (um corte transversal vertical paralelo a uma direção de laminação) a partir de uma posição de 1/2 espessura de chapa é polido como espelho e, então, gravado com nital. Cinco campos de visão aleatoriamente selecionados são examinados com um microscópio eletrônico de varredura (SEM) em uma ampliação de 2000x. Utilizando-se uma fotografia de microestrutura que foi capturada, as microestruturas são determina- das, e uma fração de área de cada uma das fases é determinada por análise de imagens. Adicionalmente, o diâmetro médio de partícula da ferrita bainítica é determinado utilizando-se o método de intercepção especificado em JIS G 0551.
[0094] Adicionalmente, a proporção de Nb precipitado como car- bonitreto de Nb é determinada da maneira a seguir. Uma peça de teste é cortada a partir da posição de 1/2 espessura de chapa, e a peça de teste que foi cortada é submetida à eletrólise de corrente constante (aproximadamente 20 mA/cm2) em uma solução de eletrólito (10 % em vol de acetil acetona-1%, em massa, de metanol cloreto de tetrametil amônio). Após a eletrólise, os precipitados depositados na amostra são dispersos em uma solução aquosa de hexametafosfato de sódio e, então, filtrados com um filtro de alumínio Φ de 0,02 μm. Uma proporção de Nb presente nos precipitados no filtro é medida por espectro- metria de emissão de ICP. De modo correspondente, um teor em aço de Nb precipitado como precipitados de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior, que são coletados no filtro, é determinado. Adicionalmente, para os precipitados tendo um diâmetro de grão menor que 20 nm, que estão presentes no filtrado que passou através do filtro, realiza-se o seguinte. O filtrado é evaporado até secura, e, posteriormente, ácido nítrico, ácido perclórico e ácido sulfúrico são adicionados. Realiza-se um aquecimento para dissolução até que surjam fumos brancos de ácido sulfúrico. Após um resfriamento natural, adiciona-se ácido clorídrico, e, então, a solução é ajustada sendo diluída com água pura a uma proporção predeterminada. Subsequentemente, realiza-se uma medição por espectrometria por emissão de ICP. Uma massa total de Nb precipitado como carbonitreto de Nb é determinada somando-se a proporção de precipitados de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior e a proporção de precipitados de Nb tendo um diâmetro de grão menor que 20 nm, que são determinados utili- zando-se os métodos descritos anteriormente. Adicionalmente, uma quantidade da proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior é calculada em relação à massa total de Nb precipitado como carbonitreto de Nb. Nota-se que a proporção de Nb precipitado determinada com esse método inclui a proporção de Nb precipitado em uma ou mais fases diferentes da fase de ferrita bainítica; no entanto, a maior parte do Nb é Nb precipitado na fase de ferrita bainítica.
[0095] Visto que a microestrutura de material de uma chapa de aço fabricada aplicando-se o resfriamento acelerado geralmente difere na direção de espessura da chapa de aço, a microestrutura em uma posição de 1/2 da espessura onde a taxa de resfriamento é lenta e as características supramencionadas são difíceis de serem alcançadas é definida na presente invenção a partir do ponto de vista de satisfazer estavelmente a resistência e a energia absorvida por impacto de Charpy alvos.
[0096] Agora, descreve-se um método para fabricação de uma chapa de aço laminada a quente da presente invenção.
[0097] Na presente invenção, um método para fabricação de uma chapa de aço laminada a quente inclui uma etapa de laminação a quente, uma etapa de resfriamento acelerado, que é realizada após a etapa de laminação a quente, e uma etapa de bobinamento, que é realizada após a etapa de resfriamento acelerado. A etapa de laminação a quente inclui uma etapa de aquecimento que serve para aquecer uma placa de aço, uma etapa de laminação bruta para realizar uma laminação bruta na placa de aço para formar uma chapa de aço de laminação bruta, e uma etapa de laminação de acabamento para realizar uma laminação de acabamento na chapa de aço de laminação bruta para formar uma chapa de aço laminada a quente.
[0098] Na etapa de laminação a quente, uma placa de aço é aquecida a uma temperatura de 1100°C ou superior e 1250°C ou inferior e, posteriormente, submetida à laminação bruta primária, que é realizada em uma faixa de temperatura de recristalização de austenita; subsequentemente, após um resfriamento a uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita ser realizado, realizam-se uma la- minação bruta secundária e uma laminação de acabamento. Uma razão de redução de laminação acumulada para a laminação bruta secundária e a laminação de acabamento é superior a 75%. Uma temperatura de laminação de acabamento é (uma temperatura de Ar3 + 30°C) ou superior e (a temperatura de Ar3 + 130°C) ou inferior. Subsequentemente, na etapa de resfriamento acelerado, realiza-se um resfriamento acelerado para resfriamento a uma faixa de temperatura de uma temperatura de Ms ou superior e (a temperatura de Ms + 150°C) ou inferior, em uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou superior e 60°C/s ou inferior. A faixa de temperatura e a taxa média de resfriamento são associadas a uma parte intermediária de espessura de chapa. Na etapa de bobinamento, realiza-se um bobinamento em uma temperatura de 450°C ou maior e 600°C ou menor. Na descrição a seguir, cada uma das etapas será descrita em detalhes. Nota-se que na presente invenção, as temperaturas como uma temperatura de aquecimento de placa, uma temperatura de laminação bruta, uma temperatura final de laminação bruta, uma temperatura de laminação de acabamento, uma temperatura final de laminação de acabamento, uma temperatura de parada de resfriamento acelerado, e uma temperatura de bobinamento são temperaturas superficiais da placa ou chapa de aço, exceto onde especificado em contrário. Adicionalmente, as temperaturas de uma parte intermediária de espessura de chapa são temperaturas de uma parte intermediária de espessura de chapa determinadas por cálculo usando uma temperatura superficial da placa ou chapa de aço e levando-se em consideração parâmetros, tal como a espessura de chapa e uma condutividade térmica.
[0099] Temperatura de aquecimento de placa: 1100°C ou superior e 1250°C ou inferior
[00100] Uma placa de aço da presente invenção pode ser fabricada da seguinte maneira. Aço fundido tendo uma composição química conforme descrito anteriormente é produzido em um processo siderúrgico conhecido na técnica, tal como utilizando-se um conversor, uma fornalha elétrica, ou uma fornalha de fusão a vácuo, e o aço fundido é submetido a um processo de fundição contínua ou a um processo de fundição-laminagem de lingotes. Para evitar uma segregação macro de componentes, é desejável usar um processo de fundição contínua para a fabricação. Um processo a ser realizado após uma placa de aço ser fabricada pode ser um processo convencional no qual a placa de aço é primeiro resfriada até a temperatura ambiente e, posteriormente, reaquecida. Um processo de economia de energia pode ser empregado sem quaisquer problemas. Exemplos do processo de economia de energia incluem o seguinte: laminação direta a quente, na qual uma placa quente, sem que seja resfriada, é carregada em uma fornalha de aquecimento e laminada a quente; laminação direta a quente, na qual ocorre um período curto de manutenção de temperatura, e, posteriormente, realiza-se imediatamente uma laminação a quente; e um processo no qual um reaquecimento é particularmente omitido carregando-se uma placa em uma fornalha de aquecimento enquanto a placa ainda se encontra em um estado de alta temperatura (carregamento de placa quente).
[00101] Se a temperatura de aquecimento de placa for menor que 1100°C, a resistência à deformação é alta, e, portanto, a carga de la- minação aumenta, que resulta em uma redução na eficiência de lami- nação. Por outro lado, se a temperatura de aquecimento de placa for alta, ou seja, superior a 1250°C, os diâmetros de grão de austenita ini- ciais se granulam, o que pode resultar em uma propriedade de DWTT baixa. De modo correspondente, a temperatura de aquecimento de placa é 1100°C ou superior e 1250°C ou inferior. Prefere-se que a temperatura de aquecimento de placa seja 1150°C ou superior e 1220°C ou inferior.
[00102] Laminação na faixa de temperatura de recristalização de austenita
[00103] Após uma placa ser aquecida e mantida, realiza-se uma laminação em uma faixa de temperatura de recristalização de austeni- ta. Como resultado, a austenita é recristalizada para se tornar grãos finos, que contribui para uma propriedade de DWTT aperfeiçoada. A partir do ponto de vista de produzir esse efeito facilmente, prefere-se que a razão de redução de laminação acumulada para uma faixa de temperatura de recristalização de austenita seja maior ou igual a 50%. Nota-se que dentro das faixas composicionais de um aço da presente invenção, a temperatura mínima de faixas de temperatura de recristali- zação de austenita é aproximadamente 950°C, e a laminação em uma faixa de temperatura de recristalização de austenita é referida como uma laminação bruta primária.
[00104] Taxa média de resfriamento antes de a faixa de temperatura de não recristalização de austenita ser alcançada
[00105] No resfriamento (etapa de resfriamento) realizado após a laminação bruta primária, realiza-se um resfriamento até que uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita, seja alcançada, e, logo, a tira de aço é resfriada a uma faixa de temperatura que seja eficaz para aperfeiçoar uma propriedade de DWTT. Através das etapas de laminação bruta secundária e laminação de acabamento subsequentes, uma propriedade de DWTT pode ser efetivamente aperfeiçoadas. Em relação à taxa de resfriamento, se a taxa média de resfriamento em uma parte intermediária de espessura de chapa for menos que 1,5°C/s, o tempo de resfriamento antes de alcançar a faixa de temperatura eficaz para aperfeiçoar uma propriedade de DWTT aumenta, reduzindo a produtividade. De modo correspondente, prefere- se que a taxa média de resfriamento em uma parte intermediária de espessura de chapa seja maior ou igual a 1,5°C/s; com mais preferência, a taxa média de resfriamento é maior ou igual a 2,0°C/s. Adicionalmente, em termos de garantir a taxa média de resfriamento, é preferível que o resfriamento na etapa de resfriamento seja realizado por resfriamento à água. Nota-se que a taxa média de resfriamento é uma taxa obtida dividindo-se a diferença de temperatura entre a temperatura de partida de resfriamento e a temperatura de parada de resfriamento pelo tempo necessário. Tipicamente, a temperatura de partida de resfriamento na etapa de resfriamento corresponde a uma temperatura de acabamento de laminação bruta primária. Adicionalmente, uma faixa de temperatura eficaz para aperfeiçoar uma propriedade de DWTT é uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita e é, por exemplo, uma faixa de temperatura de 930°C e menor.
[00106] Laminação em faixa de temperatura de não recristalização de austenita: razão de redução de laminação acumulada superior a 75%.
[00107] A laminação em uma faixa de temperatura de não recristali- zação de austenita é realizada na laminação bruta secundária e na laminação de acabamento, após a etapa de resfriamento. Nessas etapas de laminação, a laminação de redução em uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita é realizada em uma razão acumulada superior a 75%. Como resultado, os grãos de austenita são alongados e se tornam grãos fino, particularmente em uma direção de espessura de chapa. Uma chapa de aço obtida realizando-se um resfriamento acelerado nesse estado tem uma boa propriedade de DWTT. Adicionalmente, um carbonitreto de Nb é formado como resul- tado da precipitação induzida por tração devido à laminação por redução em uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita. O carbonitreto de Nb cresce e, na chapa de aço laminada a quente resultante após um resfriamento acelerado, tem um diâmetro de grão de 20 nm ou superior, que contribui para aumentar a resistência enquanto mantem uma razão de rendimento baixa. Por outro lado, se a razão de redução de laminação acumulada for inferior ou igual a 75%, o efeito de refinamento de grão se torna insuficiente, e, como resultado, a propriedade de DWTT alvo pode não ser alcançada. Além disso, uma precipitação induzida por tração de Nb se torna insuficiente, e, portanto, a proporção predeterminada de carbonitreto de Nb ou carbo- nitreto de Nb tendo um tamanho desejado pode não ser alcançada, e, como resultado, a resistência à tração desejada (> 640 MPa) ou a razão de rendimento desejada (< 85%) podem não ser alcançadas. De modo correspondente, a razão de redução de laminação acumulada para uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita é superior a 75%. Em um caso em que um aperfeiçoamento adicional em dureza é necessário, é preferível que a razão de redução de lami- nação acumulada para uma faixa de temperatura de não recristaliza- ção de austenita seja maior ou igual a 80%. Nota-se que o limite superior da razão de redução de laminação acumulada para uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita não é particularmente limitado, mas, de preferência, inferior ou igual a 90% em vista de uma carga de laminação. Adicionalmente, na presente invenção, na lami- nação em uma faixa de temperatura de não recristalização de austeni- ta, a distribuição da razão de redução de laminação entre a laminação bruta secundária e a laminação de acabamento não é importante. É suficiente que a razão de redução de laminação total seja superior a 75%. Adicionalmente, na presente invenção, as faixas de temperatura de não recristalização de austenita são faixas de temperatura de 930°C e inferior, por exemplo.
[00108] Temperatura de acabamento de laminação: (temperatura de Ar3 + 30°C) ou superior e (temperatura de Ar3 + 130°C) ou inferior
[00109] Uma laminação de redução pesada em uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita é eficaz para aperfeiçoar uma propriedade de DWTT. Uma laminação de redução realizada em uma faixa de temperatura inferior aumenta, ainda, o efeito. No entanto, em casos em que se realiza uma laminação em uma faixa de temperatura baixa que é menor (uma temperatura de Ar3 + 30°C), uma influência de uma textura desenvolvida nos grãos de austenita resulta em uma tendência que uma separação ocorra, ou seja, uma energia absorvida por impacto de Charpy significativamente baixa. Adicionalmente, se a temperatura de acabamento de laminação for menor ou igual à temperatura de Ar3, o aço é laminado após a ferrita ter sido formada, e, portanto, uma textura é desenvolvida nos grãos de ferrita deformada, que resulta em uma tendência que uma separação ocorra, ou seja, uma energia absorvida por impacto de Charpy significativamente baixa. Por outro lado, se a temperatura de acabamento de laminação for maior que (uma temperatura de Ar3 + 130°C), o efeito de refinamento eficaz para aperfeiçoar uma propriedade de DWTT pode não ser suficientemente produzido. De modo correspondente, a temperatura de acabamento de laminação (temperatura final de laminação de acabamento) associada a uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita é (uma temperatura de Ar3 + 30°C) ou superior e (a temperatura de Ar3 + 130°C) ou inferior.
[00110] Taxa média de resfriamento para resfriamento acelerado: 10°C/s ou superior e 60°C/s ou inferior na parte intermediária de espessura de chapa
[00111] Após a conclusão da laminação de acabamento, um resfriamento é imediatamente iniciado, de preferência, dentro de 15 s (eta- pa de resfriamento acelerado). A taxa de resfriamento é 10°C/s ou maior e 60°C/s ou menos. A taxa de resfriamento é uma taxa média de resfriamento em uma parte intermediária de espessura de chapa antes de a temperatura de parada de resfriamento ser alcançada. Se a taxa média de resfriamento for inferior a 10°C/s, ferrita poligonal é formada durante o resfriamento, o que leva a dificuldades em garantir a micro- estrutura desejada onde a ferrita bainítica está presente como uma fase principal, e, consequentemente, a resistência à tração desejada (> 640 MPa) pode não ser alcançada, e a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT desejadas não podem ser alcançadas. Por outro lado, se um resfriamento rápido onde a taxa média de resfriamento é superior a 60°C/s for empregado, ocorre uma transformação martensítica particularmente próxima a uma camada superficial da chapa de aço, o que leva a um aumento na resistência do aço base, mas também resulta em uma energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT significativamente baixas do aço base. De modo correspondente, a taxa média de resfriamento para o resfriamento acelerado é 10°C/s ou superior e 60°C/s ou inferior. Prefere-se que a taxa média de resfriamento para o resfriamento acelerado seja 10°C/s ou superior e 30°C/s ou inferior. Nota-se que a taxa média de resfriamento é uma taxa obtida dividindo-se a diferença de temperatura entre a temperatura de partida de resfriamento e a temperatura de parada de resfriamento pelo tempo necessário. Tipicamente, a temperatura de partida de resfriamento na etapa de resfriamento acelerado corresponde à temperatura de acabamento de laminação (temperatura final de laminação de acabamento) associada a uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita.
[00112] Temperatura de parada de resfriamento for resfriamento acelerado: temperatura de Ms ou superior e (temperatura de Ms + 150°C) ou inferior.
[00113] Se a temperatura de parada de resfriamento para um resfriamento acelerado for menor que a temperatura de Ms, ocorre uma transformação martensítica, o que leva a um aumento na resistência do aço base, mas também pode resultar em uma energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT significativamente baixas do aço base. Essa tendência é particularmente visível próxima a uma camada superficial da chapa de aço. Por outro lado, se a temperatura de parada de resfriamento for maior que (uma temperatura de Ms + 150°C), ferrita e/ou pearlita são formadas durante um processo de resfriamento após o resfriamento ser parado. Como resultado, a propriedade de DWTT e energia absorvida por impacto de Charpy desejadas podem não ser alcançadas. Adicionalmente, carbonitreto de Nb fino pode ser excessivamente formado, podendo resultar em um aumento na resistência de rendimento. Como resultado, a razão de rendimento baixa desejada (< 85%) pode não ser alcançada. De modo correspondente, a temperatura de parada de resfriamento para o resfriamento acelerado é uma temperatura de Ms ou superior e (a temperatura de Ms + 150°C) ou inferior. Prefere-se que a temperatura de parada de resfriamento para o resfriamento acelerado seja uma temperatura de Ms ou superior e (a temperatura de Ms + 100°C) ou inferior.
[00114] Temperatura de bobinamento: 450°C ou maior e 600°C ou menor
[00115] Se a temperatura de bobinamento for menor que 450°C na etapa onde, após o resfriamento acelerado, uma bobina é formada por bobinamento e resfriada, ocorre uma transformação martensítica, podendo resultar em uma energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT significativamente baixas do aço base. Por outro lado, se a temperatura de bobinamento for maior que 600°C, car- bonitreto de Nb fino pode ser excessivamente formado, podendo resultar em um aumento na resistência de rendimento. Como resultado, a razão de rendimento baixa desejada (< 85%) pode não ser alcançada. De modo correspondente, a temperatura de bobinamento é 450°C ou maior e 600°C ou menos. Prefere-se que a temperatura de bobina- mento seja 500°C ou maior e 600°C ou menor.
[00116] Nota-se que a presente invenção, as temperaturas de Ar3 e as temperaturas de Ms são valores obtidos por cálculo usando as equações a seguir, que se baseiam nos teores dos elementos em materiais de aço.
[00117] Temperatura de Ar3 (°C) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo
[00118] Temperatura de Ms (°C) = 550 - 361C - 39Mn - 35V - 20Cr - 17Ni - 10Cu - 5(Mo + W) + 15Co + 30Al
[00119] Nas equações acima, os símbolos de elementos representam o teor (%, em massa) do elemento no aço, e elementos não incluídos são indicados por 0 (zero).
EXEMPLOS
[00120] Descrevem-se agora os exemplos da presente invenção. (Exemplo 1)
[00121] Aços fundidos tendo as respectivas composições químicas mostradas na Tabela 1 foram produzidos em um processo siderúrgico usando um conversor, e, então, placas tendo uma espessura de 220 mm foram formadas. Subsequentemente, uma etapa de laminação a quente (etapa de aquecimento, etapa de laminação bruta primária, etapa de resfriamento, etapa de laminação bruta secundária, e etapa de laminação de acabamento), uma etapa de resfriamento acelerado, e uma etapa de bobinamento foram sequencialmente realizadas sob as condições mostradas na Tabela 2. Logo, as chapas de aço laminadas a quente tendo uma espessura de chapa de 22 mm foram fabrica-das.
[00122] A partir da chapa de aço laminada a quente obtida conforme descrito anteriormente, uma peça de teste de tração de espessura completa de acordo com API-5L foi cortada de modo que a direção de tração fosse a direção C (direção perpendicular à direção de lamina- ção). Um teste de tração foi conduzido, e uma resistência de rendimento (YP), uma resistência à tração (TS) e uma razão de rendimento [YR (%) = (YP/TS) x 100] foram determinadas. Adicionalmente, para um teste de impacto de Charpy, uma peça de teste de impacto de Charpy tendo um entalhe em V e dimensões padrão de acordo com JIS Z 2202 foi cortada a partir de uma posição de 1/2 espessura de chapa de modo que a direção longitudinal fosse a direção C. Um teste de impacto de Charpy foi conduzido a -40°C de acordo com JIS Z 2242, e a energia absorvida (vE-40°C) foi determinada. Além disso, uma peça de teste de DWTT de espessura completa entalhada por pressão de acordo com API-5L foi cortada de modo que a direção longitudinal fosse a direção C. Uma carga de flexão de impacto foi aplicada a - 40°C soltando-se um peso, e uma fratura dúctil percentual (SA-40°C) da superfície fraturada foi determinada.
[00123] Adicionalmente, uma peça de teste para exame de microes- trutura foi cortada a partir de uma posição de 1/2 espessura de chapa. Com o método a seguir, as microestruturas foram determinadas, frações de área de ferrita bainítica, martensita, e outras fases foram de-terminadas, e o diâmetro médio de grão da ferrita bainítica foi determi-nado.
[00124] Além disso, uma peça de teste para o resíduo foi cortada a partir de uma posição de 1/2 espessura de chapa. Os precipitados foram extraídos utilizando-se um método de extração eletrolítica que utiliza uma solução de eletrólito de 10%, em volume, de acetil acetona - 1%, em massa, de metanol cloreto de tetrametil amônio. O extrato foi submetido à análise de emissão de ICP que usa o método a seguir para medir a proporção de Nb presente nos precipitados. De modo correspondente, a proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb foi determinada como a proporção de Nb presente nos precipitados obtidos, expressos em %, em massa, em relação à proporção total de peça de teste. Adicionalmente, a quantidade da proporção de Nb pre-cipitado como carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior foi determinada.
<Exame de microestrutura>
[00125] Uma peça de teste para exame de microestrutura foi cortada a partir de uma posição de 1/2 espessura de chapa da chapa de aço. Um corte transversal em L da mesma (um corte transversal vertical paralelo à direção de laminação) foi polido como espelho e, então, gravada com nital. Cinco campos de visão aleatoriamente selecionados foram examinados com um microscópio eletrônico de varredura (SEM) em uma ampliação de 2000x. Utilizando-se uma fotografia de microestrutura que foi capturada, as microestruturas foram determinadas, e uma fração de área de cada uma das fases foi determinada por análise de imagens. Adicionalmente, o diâmetro médio de partícula da ferrita bainítica foi determinado utilizando-se o método de intercepção especificado em JIS G 0551.
<Proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb>
[00126] Para a proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb, conduziu-se o seguinte. Uma peça de teste foi cortada a partir de uma posição de 1/2 espessura de chapa. A peça de teste cortada foi submetida à eletrólise de corrente constante (aproximadamente 20 mA/cm2) em uma solução de eletrólito (10 vol% de acetil acetona-1%, em massa, de metanol cloreto de tetrametil amônio. O extrato de resíduo resultante foi coletado em um filtro de membrana (diâmetro de poro: 0,02 μm 9). Realizou-se uma dissolução utilizando-se um agente de dissolução de uma mistura de ácido sulfúrico, ácido nítrico e ácido perclórico. Por análise de emissão de ICP, a proporção de Nb presente no extrato de resíduo foi determinada. A quantidade da proporção de Nb obtida (proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior) à massa total de Nb precipitado como carbonitreto de Nb foi calculada. Os resultados obtidos são mostrados na Tabela 3.
[00127] A Tabela 3 demonstra o seguinte. As chapas de aço laminadas a quente Números 2 a 9 são exemplos da invenção e estão de acordo com a presente invenção em termos de composição química e método de fabricação. As chapas de aço laminadas a quente tinham uma resistência à tração de 640 MPa ou superior, uma razão de rendimento de 85% ou menos, uma energia absorvida por impacto de Charpy a -40°C de 300 J ou mais, e uma fratura dúctil percentual de 85% ou mais conforme determinado por um teste de DWTT a -40°C. Logo, as chapas de aço laminadas a quente eram chapas de aço laminadas a quente de razão de rendimento baixa, resistência alta e dureza alta tendo uma energia absorvida alta.
[00128] Em contrapartida, no Número 1, que é um exemplo comparativo, o teor de C estava abaixo da faixa da presente invenção, e, como resultado, a proporção de formação de ferrita poligonal que foi formada durante o resfriamento era grande, e, portanto, a proporção pre-determinada de ferrita bainítica não foi alcançada, e também, a proporção predeterminada de carbonitreto de Nb na microestrutura não foi alcançada; consequentemente, a resistência à tração desejada não foi alcançada. Adicionalmente, visto que a proporção de ferrita poligonal era grande, interfaces heterofase formadas com ferrita bainítica atuaram como sítios de iniciação para fratura dúctil e fratura por fragilização; consequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT desejadas não foram alcançadas. No Número 10, que é um exemplo comparativo, o teor de Nb estava acima da faixa da presente invenção, e, como resultado, a proporção de formação de martensita dura foi aumentada; consequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT desejadas não foram alcançadas. No Número 11, que é um exemplo comparativo, o teor de C estava acima da faixa da presente invenção, e, como resultado, a proporção de formação de martensita dura foi aumentada; con- sequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e proprie-dade de DWTT desejadas não foram alcançadas. No Número 12, que é um exemplo comparativo, o teor de Mn estava acima da faixa da presente invenção, e, como resultado, a proporção de formação de martensita dura foi aumentada; consequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT desejadas não foram alcançadas. No Número 13, que é um exemplo comparativo, o teor de Mn estava abaixo da faixa da presente invenção, e, como resultado, a proporção de formação de ferrita poligonal que foi formada durante o resfriamento era grande, e, portanto, a proporção predeterminada de ferrita bainítica não foi alcançada; consequentemente, a resistência à tração desejada não foi alcançada. Adicionalmente, visto que a proporção de ferrita poligonal era grande, interfaces heterofase formadas com ferrita bainítica atuaram como sítios de iniciação for fratura dúctil e fratura por fragilização; consequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT desejadas não foram alcançadas. No Número 14, que é um exemplo comparativo, o teor de Ti estava acima da presente invenção, e, como resultado, TiN se granulou e atuou como sítios de iniciação for fratura dúctil e fratura por fragilização; consequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT desejadas não foram alcançadas. No Número 15, que é um exemplo comparativo, o teor de Ti estava abaixo da faixa da presente invenção, e, como resultado, o efeito de refinar grãos de austenita utilizando-se o efeito de ancoramento de ni- treto de Ti foi insuficiente; consequentemente, a propriedade de DWTT desejada não foi alcançada. No Número 16, que é um exemplo comparativo, o teor de Nb estava abaixo da faixa da presente invenção, e, como resultado, o efeito de refinar grãos de austenita foi insuficiente; consequentemente, a propriedade de DWTT desejada não foi alcançada. Adicionalmente, a proporção predeterminada de carbonitreto de Nb na ferrita bainítica não foi alcançada; consequentemente, a resis-tência à tração desejada não foi alcançada.
(Exemplo 2)
[00129] O aço fundido tendo a composição química de aço E, que é mostrado na Tabela 1, e o aço fundido tendo a composição química de aço G, que é mostrada na Tabela 1, foram produzidos em um processo siderúrgico usando um conversor, e, então, placas tendo uma espessura de 220 mm foram formadas. Subsequentemente, uma etapa de laminação a quente (etapa de aquecimento, etapa de laminação bruta primária, etapa de resfriamento, etapa de laminação bruta secundária, e etapa de laminação de acabamento), uma etapa de resfriamento acelerado, e uma etapa de bobinamento foram sequencialmente realizadas sob as condições mostradas na Tabela 4. Logo, as chapas de aço laminadas a quente tendo uma espessura de chapa de 13 a 26 mm foram fabricadas.
[00130] Conforme no Exemplo 1, as chapas de aço laminadas a quente obtidas conforme descrito anteriormente foram submetidas a um teste de tração de espessura completa, um teste de impacto de Charpy, e um teste de DWTT de espessura completa entalhada por pressão. De modo correspondente, uma resistência de rendimento (YP), uma resistência à tração (TS), uma razão de rendimento [YR (%) = (YP/TS) x 100], uma energia absorvida por impacto de Charpy (vE- 40°C), e uma fratura dúctil percentual (SA-40°C) foram medidas. Os resultados obtidos são mostrados na Tabela 5.
[00131] A Tabela 5 demonstra o seguinte. As chapas de aço laminadas a quente de Números 17, 18, 25 e 26, que satisfazem as condições de fabricação da presente invenção, são exemplos da invenção e estão de acordo com a presente invenção em termos de composição química e método de fabricação. As chapas de aço laminadas a quente tinham uma resistência à tração de 640 MPa ou superior, uma razão de rendimento de 85% ou menos, uma energia absorvida por impacto de Charpy a -40°C de 300 J ou mais, e uma fratura dúctil percentual de 85% ou mais conforme determinado por um teste de DWTT a - 40°C. Logo, as chapas de aço laminadas a quente eram chapas de aço laminadas a quente de razão de rendimento baixa, resistência alta e dureza alta tendo uma alta energia absorvida. Além disso, no Número 26, a razão de redução de laminação acumulada para uma faixa de temperatura de não recristalização estava em uma faixa adequada, e, como resultado, altos níveis de dureza e propriedade de DWTT foram alcançados devido ao refinamento de austenita.
[00132] Em contrapartida, no Número 19, que é um exemplo com-parativo, a razão de redução de laminação acumulada para uma faixa de temperatura de não recristalização estava abaixo da faixa da presente invenção, e, como resultado, o efeito de refinar grãos de austeni- ta foi insuficiente, que leva a um diâmetro médio de partícula granulada da ferrita bainítica; consequentemente, a propriedade de DWTT desejada não foi alcançada. Adicionalmente, a proporção predeterminada de carbonitreto de Nb na microestrutura não foi alcançada; conse-quentemente, a resistência à tração desejada não foi alcançada. No Número 20, que é um exemplo comparativo, a razão de redução de laminação acumulada para uma faixa de temperatura de não- recristalização estava abaixo da faixa da presente invenção, e, como resultado, a proporção de carbonitreto de Nb de 20 nm ou mais estava em um nível baixo; consequentemente, a razão de rendimento baixa desejada não foi alcançada. No Número 21, que é um exemplo com-parativo, a temperatura de entrega de acabamento estava abaixo da faixa da presente invenção, e, como resultado, a proporção de ferrita deformada foi aumentada; isso resultou em um nível baixo de energia absorvida por impacto de Charpy, que é associada à ocorrência de separação. No Número 22, que é um exemplo comparativo, a tempe-ratura de entrega de acabamento estava acima da faixa da presente invenção, e, como resultado, o efeito de refinar grãos de austenita foi insuficiente, que levou a um diâmetro médio de partícula granulada da ferrita bainítica; consequentemente, a propriedade de DWTT desejada não foi alcançada. No Número 23, que é um exemplo comparativo, a taxa média de resfriamento durante um resfriamento acelerado estava abaixo da faixa da presente invenção, e, como resultado, a proporção de formação de ferrita poligonal que foi formada durante o resfriamento foi grande, e, portanto, a proporção predeterminada de ferrita bainí- tica não foi alcançada; consequentemente, a resistência à tração desejada não foi alcançada. Adicionalmente, visto que a proporção de ferri- ta poligonal era grande, interfaces heterofase formadas com ferrita bainítica atuaram como sítios de iniciação para fratura dúctil e fratura por fragilização; consequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT desejadas não foram alcançadas. No Número 24, que é um exemplo comparativo, a taxa média de resfriamento durante um resfriamento acelerado estava acima da faixa da presente invenção, e, como resultado, a proporção de formação de martensita dura foi aumentada; consequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT desejadas não foram alcançadas. No Número 27, que é um exemplo comparativo, a razão de redução de laminação acumulada para uma faixa de temperatura de não recristalização estava abaixo da faixa da presente invenção, e, como resultado, o efeito de refinar grãos de austenita foi insufi- ciente, que levou a um diâmetro médio de partícula granulada da ferri- ta bainítica; consequentemente, a propriedade de DWTT desejada não foi alcançada. Adicionalmente, a quantidade de carbonitreto de Nb de 20 nm ou mais estava em um nível baixo; consequentemente, a razão de rendimento baixa desejada não foi alcançada. Nos Números 28 e 29, que são exemplos comparativos, a temperatura de parada de resfriamento para o resfriamento acelerado e/ou a temperatura de bobi- namento estavam abaixo das faixas da presente invenção, e, como resultado, a proporção de formação de martensita dura foi aumentada; consequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e pro-priedade de DWTT desejadas não foram alcançadas. No Número 30, que é um exemplo comparativo, a temperatura de parada de resfriamento para o resfriamento acelerado e a temperatura de bobinamento estavam acima das faixas da presente invenção, e, como resultado, as proporções de ferrita e pearlita que foram formadas durante o resfria-mento e bobinamento que ocorrem após a parada do resfriamento acelerado foram grandes, e, portanto, a proporção predeterminada de ferrita bainítica não foi alcançada; consequentemente, a resistência à tração desejada não foi alcançada. Adicionalmente, interfaces hetero- fase formadas com ferrita bainítica atuaram como sítios de iniciação para fratura dúctil e fratura por fragilização; consequentemente, a energia absorvida por impacto de Charpy e propriedade de DWTT desejadas não foram alcançadas. Além disso, a temperatura de bobina- mento era alta, e, como resultado, carbonitreto de Nb fino foi excessivamente formado, e, portanto, a proporção de carbonitreto de Nb de 20 nm ou mais estava em um nível baixo; consequentemente, a razão de rendimento baixa desejada não foi alcançada.
APLICABILIDADE INDUSTRIAL
[00133] Empregando-se uma chapa de aço laminada a quente de razão de rendimento baixa, resistência alta e dureza alta tendo uma alta energia absorvida da presente invenção para um tubo linear, que é usado para transportar gás natural, petróleo bruto, e similares, realiza-se uma contribuição significativa para aperfeiçoar a eficiência de transporte com uma operação de alta pressão.

Claims (3)

1. Chapa de aço laminada a quente, caracterizada pelo fato de que compreende uma composição química e uma microestrutura, a composição química consistindo em, em % em massa: C: 0,04% ou maior e 0,08% ou menos, Si: 0,01% ou maior e 0,50% ou menos, Mn: 1,2% ou maior e 2,0% ou menos, P: 0,001% ou maior e 0,010% ou menos, S: 0,0030% ou menos, Al: 0,01% ou maior e 0,08% ou menos, Nb: 0,050% ou maior e 0,100% ou menos, Ti: 0,005% ou maior e 0,025% ou menos, N: 0,001% ou maior e 0,006% ou menos, e pelo menos um selecionado a partir de Cu: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Ni: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Cr: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, Mo: 0,01% ou maior e 1,00% ou menos, V: 0,01% ou maior e 0,10% ou menos, e B: 0,0005% ou maior e 0,0030% ou menos, opcionalmente pelo menos um selecionado a partir de: Ca: 0,0005% ou maior e 0,0100% ou menos, REM: 0,0005% ou maior e 0,0200% ou menos, Zr: 0,0005% ou maior e 0,0300% ou menos, e Mg: 0,0005% ou maior e 0,0100% ou menos, com um equilíbrio de Fe e impurezas incidentais, em que, na microestrutura, em uma posição de 1/2 espessura de chapa, uma fração de área de martensita é menor que 3%, uma fração de área de ferrita bainítica é 95% ou maior, a ferrita bainíti- ca tem um diâmetro médio de grão de 6,0 μm ou menos, uma proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb é 0,025%, em massa, ou maior, e uma proporção de Nb precipitado como carbonitreto de Nb tendo um diâmetro de grão de 20 nm ou superior constitui 50% ou mais de uma massa total do Nb precipitado como carbonitreto de Nb, e em que a chapa de aço laminada a quente tem uma resistência à tração de 640 MPa ou superior, uma razão de rendimento de 85% ou menos, uma energia absorvida por impacto de Charpy a -40°C de 300 J ou mais, e uma fratura dúctil percentual (valor de SA) de 85% ou maior conforme determinado por um teste de DWTT a -40°C.
2. Método para fabricação da chapa de aço laminada a quente, como definida na reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que compreende: formar uma chapa de aço laminada a quente aquecendo-se uma placa de aço tendo a composição química a uma temperatura de 1100°C ou superior e 1250°C ou inferior e, então, laminar a placa em uma faixa de temperatura de recristalização de austenita, e, subse-quentemente, realizar uma laminação em uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita a uma taxa de redução de laminação acumulada superior a 75%, com uma temperatura de acabamento de laminação sendo (uma temperatura de Ar3 + 30°C) ou superior e (a temperatura de Ar3 + 130°C) ou inferior; posteriormente resfriar a chapa de aço laminada a quente a uma faixa de temperatura de uma temperatura de Ms ou superior e (a temperatura de Ms + 150°C) ou inferior por resfriamento acelerado a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou superior e 60°C/s ou inferior, sendo que a faixa de temperatura e a taxa média de resfriamento são associadas a uma parte intermediária de espessura de chapa; e bobinar a chapa de aço laminada a quente em uma tempe-ratura de 450°C ou superior e 600°C ou inferior.
3. Método para fabricação da chapa de aço laminada a quente, como definida na reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que compreende: formar uma chapa de aço laminada a quente aquecendo-se uma placa de aço tendo a composição química a uma temperatura de 1100°C ou superior e 1250°C ou inferior e, então, submeter a placa a uma laminação bruta primária em uma faixa de temperatura de recris- talização de austenita, subsequentemente, resfriar a placa a uma faixa de temperatura de não recristalização de austenita em uma taxa média de resfriamento de 1,5°C/s ou superior, sendo que a taxa média de resfriamento é associada a uma parte intermediária de espessura de chapa, e realizar uma laminação bruta secundária e uma laminação de acabamento na faixa de temperatura de não recristalização de austeni- ta em uma razão de redução de laminação acumulada da laminação bruta secundária e da laminação de acabamento superior a 75%, com uma temperatura de entrega de acabamento sendo (uma temperatura de Ar3 + 30°C) ou superior e (a temperatura de Ar3 + 130°C) ou inferior; posteriormente resfriar a chapa de aço laminada a quente a uma faixa de temperatura de uma temperatura de Ms ou superior e (a temperatura de Ms + 150°C) ou inferior por resfriamento acelerado em uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou superior e 60°C/s ou inferior, sendo que a faixa de temperatura e a taxa média de resfriamento são associadas à parte intermediária de espessura de chapa; e bobinar a chapa de aço laminada a quente a uma temperatura de 450°C ou superior e 600°C ou inferior.
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