BRPI0607524B1

BRPI0607524B1 - steel and method of its production

Info

Publication number: BRPI0607524B1
Application number: BRPI0607524A
Authority: BR
Inventors: Kazuhiro Fukunaga; Rikio Chijiiwa; Ryuji Uemori; Yoshihide Nagai; Yoshiyuki Watanabe
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp; Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-12-20
Filing date: 2006-12-20
Publication date: 2016-01-19
Also published as: KR100940617B1; BRPI0607524A2; CN100594250C; CN101292055A; EP2060643A1; WO2008075443A1; EP2060643A4; EP2060643B1; CA2602076A1; CA2602076C; KR20080067957A

Abstract

aço de excelente dureza na zona afetada pelo calor da soldagem. a presente invenção refere-se a um aço excelente em tenacidade de uma zona afetada pelo calor da soldagem caracterizado por conter, em % em massa, o: 0,02 a 0,06%, si: 0,05 a 0,30%, mn: 1,7 a 2,7%, p: 0,015% ou menos, s: 0,010% ou menos, ti: 0,005 a 0,015%, o: 0,0010 a 0,0045%, e n: 0,0020 a 0,0060% e compreendendo um saldo de ferro e das inevitáveis impurezas, tendo uma quantidade de intermisturas de impurezas limitada a aí: 0,004% ou menos, nb: 0,003% ou menos, e v: 0,030% ou menos, e tendo um ceh representado pela formula (a) de 0,04 ou menos: ceh = c+1/4si-1/24mn+1/48cu+1/32ni+1/0,4nb+1/2v ... (a) onde c, si, mn, ou, ni, nb, e v representam composições no aço (% em massa).steel of excellent hardness in the area affected by the heat of welding. The present invention relates to an excellent toughness steel in a heat affected zone of welding characterized in that it contains by weight%: 0.02 to 0.06%, si: 0.05 to 0.30% mn: 1.7 to 2.7%, p: 0.015% or less, s: 0.010% or less, ti: 0.005 to 0.015%, o: 0.0010 to 0.0045%, en: 0.0020 to 0.0060% and comprising an iron balance and unavoidable impurities, having a limited amount of impurities intermixtures therein: 0.004% or less, nb: 0.003% or less, and v: 0.030% or less, and having a ceh represented by the formula (a) of 0.04 or less: ceh = c + 1 / 4si-1 / 24mn + 1 / 48cu + 1 / 32ni + 1 / 0.4nb + 1 / 2v ... (a) where c, si, mn, or, ni, nb, and v represent compositions in steel (mass%).

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "AÇO E MÉTODO DE SUA PRODUÇÃO".Report of the Invention Patent for "STEEL AND METHOD OF PRODUCTION".

Campo Técnico A presente invenção refere-se a um aço excelente em tenacidade na zona termicamente afetada (ZTA - “HAZ”, em inglês) pelo calor da solda, na soldagem de pequenas a médias entradas de calor, e a um método de sua produção.Technical Field The present invention relates to an excellent steel in heat-affected zone toughness (ZTA - "HAZ") by welding heat, welding small to medium heat inputs, and a method of its production. .

Antecedentes da Técnica A tenacidade na ZTA de um aço de baixa liga é governada por vários fatores tais como (1) o tamanho dos grãos de cristal, (2) o estado de dispersão das fases duras tais como martensita de alto carbono (M*), bainita superior (Bu), e ferrita de placas laterais (FSP), (3) o estado de endurecimento da precipitação, (4) a presença de qualquer fragilidade intergranular, e (5) a micro-segregação dos elementos. Esses fatores são conhecidos como tendo um grande efeito sobre a tenacidade. Muitas tecnologias estão sendo comercializadas para melhorar a tenacidade na ZTA. É seguro dizer que tais fatores inibidores da tenacidade são provocados pelos elementos aditivos. A redução do teor do elemento da liga aumenta a tenacidade. Entretanto, uma maior resistência está sendo sempre buscada em aços estruturais. Por isso, a adição de elementos de liga é necessária. Isto é, as demandas de resistência e tenacidade são contraditórias do ponto de vista do teor de elemento de liga. Uma tecnologia de aumento da tenacidade que não dependa dos elementos da liga tem sido buscada.Background Art ZTA toughness of a low alloy steel is governed by several factors such as (1) crystal grain size, (2) the dispersion state of hard phases such as high carbon martensite (M *) , upper bainite (Bu), and sideplate ferrite (FSP), (3) the precipitation hardening state, (4) the presence of any intergranular brittleness, and (5) the micro-segregation of the elements. These factors are known to have a great effect on toughness. Many technologies are being marketed to improve toughness in ZTA. It is safe to say that such toughness inhibiting factors are caused by the additive elements. Reducing the alloy element content increases the toughness. However, greater strength is always being sought in structural steels. Therefore, the addition of alloying elements is required. That is, the demands on strength and toughness are contradictory from the point of view of alloying element content. A toughening technology that does not depend on alloying elements has been sought.

Como tecnologia particularmente excelente, é conhecido usar-se aço que não inclua substancialmente qualquer Al para tornar a microestrutu-ra mais fina e em adição equilibre corretamente os elementos Ti, O, e N para suprimir a precipitação de TiC e reduzir o endurecimento da precipitação e portanto melhorar a tenacidade (Pedido de Patente Japonesa (a) N° 5-247531). Nesse caso, a tenacidade na zona termicamente afetada (ZTA) pela soldagem é determinada pelo equilíbrio dos efeitos da microestrutura e dos efeitos da camada endurecida que inclui M*. Na técnica anterior, isto foi resolvido melhorando-se a tenacidade da matriz do material base pelo NI ou similares. Entretanto, a adição de grandes quantidades de Cu, Ni, e outros elementos de liga caros, necessária para a realização dessa tecnologia, provoca um aumento nos custos de produção. Isto se torna um obstáculo na produção de um aço de alta resistência que possui boas propriedades CTOD (“Crack Tip Opening Displacement”, definido na norma internacional ASTM -E1820). O ponto do aço conforme esta invenção não incluindo substancialmente qualquer Al e Nb é feito uso na presente invenção também. Entretanto, nessa invenção, o teor de C é alto, então o problema da queda na tenacidade quando se aumenta o teor de Mn permanece sem solução. Também havia uma preocupação de as impurezas Nb e V terem um efeito prejudicial na tenacidade.As a particularly excellent technology, it is known to use steel that does not include substantially any Al to make the microstructure thinner and in addition to properly balance Ti, O, and N elements to suppress TiC precipitation and reduce precipitation hardening. and therefore improve toughness (Japanese Patent Application (a) No. 5-247531). In this case, the toughness in the thermally affected zone (ZTA) by welding is determined by the balance of microstructure effects and hardened layer effects including M *. In the prior art, this has been resolved by improving the matrix toughness of the base material by NI or the like. However, the addition of large amounts of Cu, Ni, and other expensive alloying elements necessary for the realization of this technology increases production costs. This becomes an obstacle in the production of a high strength steel that has good Crack Tip Opening Displacement (CTOD) properties as defined in international standard ASTM-E1820. The steel point according to this invention not substantially including any Al and Nb is made use of in the present invention as well. However, in this invention the C content is high, so the problem of falling tenacity when increasing Mn remains unsolved. There was also a concern that impurities Nb and V had a detrimental effect on toughness.

Além disso, o Pedido de Patente Japonesa (A) N° 2003-147484 segue o pensamento do Pedido de Patente Japonesa (A) N° 5-247531 e, enquanto faz uso de óxidos de Ti, adiciona Nb e aumenta o teor de Mn. Isto faz a temperatura de partida da transformação austenita-ferrita cair para assim suprimir a formação de fases duras e simultaneamente obter uma mi-croestrutura adequada para assim satisfazer a propriedade -10Ό CTOD. Entretanto, a invenção desse Pedido de Patente Japonesa (A) N° 2003-147484 não satisfaz suficientemente a propriedade CTOD necessária de juntas soldadas no nível mais duro de -40Ό ou meno s.In addition, Japanese Patent Application (A) No. 2003-147484 follows the thinking of Japanese Patent Application (A) No. 5-247531 and, while using Ti oxides, adds Nb and increases Mn content. . This causes the starting temperature of the austenite-ferrite transformation to drop in order to suppress hard phase formation and at the same time obtain a suitable microstructure to thereby satisfy the -10Ό CTOD property. However, the invention of this Japanese Patent Application (A) No. 2003-147484 does not sufficiently satisfy the required CTOD property of joints welded at the hardest level of -40Ό or less.

Descrição da Invenção A presente invenção fornece tecnologia que produz sem altos custos aço de alta resistência excelente em tenacidade em soldagem de múltiplas camadas de pequenas ou médias entradas de calor. O aço produzido pela presente invenção é extremamente bom na propriedade CTOD de zonas de soldagem de múltiplas camadas de pequena e média entrada de calor entre os níveis de tenacidade das zonas afetadas pelo calor da soldagem. A essência da presente invenção é como segue: (1) Um aço excelente em tenacidade em uma zona termicamen-te afetada (ZTA) pelo calor da soldagem caracterizado por conter, em % em massa, C: 0,02 a 0,06%, Si: 0,05 a 0,30%, Mn: 1,7 a 2,7%, P: 0,015% ou menos, S: 0,010% ou menos, Ti: 0,005 a 0,015%, O: 0,0010 a 0,0045% , e N: 0,0020 a 0,0060% e compreendendo um saldo de ferro e das inevitáveis impurezas, tendo uma quantidade de intermisturas de impurezas limitada a Al: 0,004% ou menos, Nb: 0,003% ou menos, e V: 0,030% ou menos, e tendo um CeH representado pela fórmula (A) na faixa de 0,04 ou menos: CeH = C+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0,4Nb+1/2V ... (A) onde C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, e V representam composições no aço (% em massa). (2) Um aço excelente em tenacidade em uma zona termicamen-te afetada (ZTA) pelo calor da soldagem conforme apresentado no item (1), caracterizado pelo fato de que o CeH está na faixa de 0,01 ou menos. (3) Um aço excelente em tenacidade em uma zona termicamen-te afetada (ZTA) pelo calor da soldagem conforme apresentado nos itens (1) e (2), caracterizado por também conter, em % em massa, um tipo ou dois tipos de Cu: 0,25% ou menos e Ni: 0,50% ou menos. (4) Um método de produção do aço excelente em tenacidade em uma zona termicamente afetada (ZTA), caracterizado pelo aquecimento de uma placa que satisfaça os ingredientes do aço e o CeH de (1) ou (g) até uma temperatura de 1100Ό ou menos, e então tratand o-o pelo processo de controle termomecânico. (5) Um método de produção do aço excelente em tenacidade em uma zona termicamente afetada (ZTA) pelo calor da soldagem, caracterizado pelo aquecimento de uma placa que satisfaça os ingredientes do aço e o CeH de (3) até uma temperatura de 1100Ό ou menos, e então tratando-o pelo processo de controle termomecânico.DISCLOSURE OF THE INVENTION The present invention provides technology that produces high-cost steel with excellent toughness in multi-layer welding of small or medium heat inputs. The steel produced by the present invention is extremely good at the CTOD property of small and medium heat input multilayer welding zones between the toughness levels of the heat affected zones of welding. The essence of the present invention is as follows: (1) An excellent toughness steel in a heat-affected zone (ZTA) by heat of welding characterized in that it contains by weight% C: 0.02 to 0.06% Si: 0.05 to 0.30%, Mn: 1.7 to 2.7%, P: 0.015% or less, S: 0.010% or less, Ti: 0.005 to 0.015%, O: 0.0010 to 0.0045%, and N: 0.0020 to 0.0060% and comprising an iron balance and inevitable impurities, having an amount of impurity intermixture limited to Al: 0.004% or less, Nb: 0.003% or less, and V: 0,030% or less and having a CeH represented by formula (A) in the range 0,04 or less: CeH = C + 1 / 4Si-1 / 24Mn + 1 / 48Cu + 1 / 32Ni + 1/0 , 4Nb + 1 / 2V ... (A) where C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, and V represent compositions in steel (mass%). (2) An excellent toughness steel in a thermally affected zone (ZTA) by heat of welding as presented in item (1), characterized by the fact that CeH is in the range of 0.01 or less. (3) An excellent toughness steel in a heat-affected zone (ZTA) by the heat of welding as set forth in items (1) and (2), characterized in that it also contains, in% by weight, one or two types of Cu: 0.25% or less and Ni: 0.50% or less. (4) A method of producing steel with excellent toughness in a thermally affected zone (ZTA), characterized by heating a plate satisfying the steel ingredients and CeH of (1) or (g) to a temperature of 1100Ό or least, and then treating it by the thermomechanical control process. (5) A method of producing steel which is excellent in toughness in a heat-affected zone (ZTA) by heat of welding, characterized by heating a plate satisfying the steel ingredients and CeH from (3) to a temperature of 1100Ό or least, and then treating it by the thermomechanical control process.

Breve Descrição dos Desenhos A figura 1 é uma vista mostrando a relação de um tempo de resfriamento de 800 para δΟΟΌ e uma fração de M*. A figura 2 é uma vista mostrando a relação do CeH e das propriedades CTOD.Brief Description of the Drawings Figure 1 is a view showing the relationship of a cooling time from 800 to δΟΟΌ and a fraction of M *. Figure 2 is a view showing the relationship of CeH and CTOD properties.

Melhor Forma de Execução da Invenção De acordo com a pesquisa dos presentes inventores, a proprie- dade CTOD da ZTA no momento da entrada pequena ou média de calor de soldagem (1,5 a 6,0 kJ/mm com uma espessura de chapa de 50 mm) (propriedade CTOD a uma temperatura de -4013 ou menor) é governada pela tenacidade de regiões extremamente locais. O controle da microestrutura dessa porção e a redução dos elementos de fragilidade são importantes. Em outras palavras, a propriedade CTOD não é a propriedade média do material, mas é governada pelas zonas de fragilidade local. Se houver regiões que provoquem fragilidade, mesmo que em apenas parte do material de aço, a propriedade CTOD da chapa de aço será prejudicada notavelmente.Best Mode for Carrying Out the Invention According to the present inventors' research, ZTA's CTOD property at the time of small or medium welding heat input (1.5 to 6.0 kJ / mm with a plate thickness of 50 mm) (CTOD property at a temperature of -4013 or lower) is governed by the toughness of extremely local regions. The microstructure control of this portion and the reduction of the fragility elements are important. In other words, the CTOD property is not the average property of the material, but is governed by local fragility zones. If there are regions that cause brittleness, even in only part of the steel material, the CTOD property of the steel plate will be significantly impaired.

Especificamente, as regiões locais que exercem maior efeito na propriedade CTOD são a M*, ferrita de placas laterais (FSP) e outras fases duras. Para suprimir a formação desse tipo de fase dura, no passado foi necessário manter baixa a capacidade de endurecimento do aço. Isto se tornou um fator inibidor da alta resistência. A presente invenção é caracterizada pelas seguintes descobertas e sua configuração em um aço de alta tenacidade HAZ. Especificamente, 1) Em uma ZTA com entrada de calor de soldagem pequena ou média, geralmente o tempo de resfriamento após a soldagem está dentro de 60 segundos. Os inventores descobriram que, sob tais condições de resfriamento, se o teor de C for suficientemente baixo, controlando-se adequadamente outros elementos fragilizadores, mesmo se adicionar Mn até 27%, o M* que exerce um efeito negativo na tenacidade não é mais formado. A figura 1 mostra a fração M* quando se muda a quantidade de Mn de 1,7% para 2,7% com 0,05% de C, 0,15% de Si. É entendido que mesmo se o teor de Mn muda, se o tempo de resfriamento de 800 a 500Ό está dentro de 60 segundos ou algo assim, a fração M* torna-se muito pequena. Como resultado, torna-se possível aumentar o teor de Mn para o qual a adição em uma grande quantidade foi imaginada ser impossível no passado devido a provocar deterioração na tenacidade. 2) Os inventores descobriram que os ingredientes do aço poderíam ser feitos adequados em um aço à base de menos alumínio. 3) Os inventores eliminaram os fatores inesperados que redu- zem a tenacidade pela limitação do Al, Nb e V presentes como impurezas no aço até certos limites ou menos.Specifically, the local regions that have the greatest effect on the CTOD property are M *, sideplate ferrite (FSP) and other hard phases. To suppress the formation of this type of hard phase, in the past it has been necessary to keep the hardening capacity of steel low. This has become an inhibitor of high strength. The present invention is characterized by the following discoveries and its configuration in a high tenacity steel HAZ. Specifically, 1) In a ZTA with small or medium welding heat input, generally the cooling time after welding is within 60 seconds. The inventors have found that under such cooling conditions, if the C content is sufficiently low and other fragilizing elements are adequately controlled, even if Mn is added up to 27%, M * which has a negative effect on toughness is no longer formed. . Figure 1 shows the M * fraction when changing the amount of Mn from 1.7% to 2.7% with 0.05% C, 0.15% Si. It is understood that even if the Mn content changes , if the cooling time from 800 to 500Ό is within 60 seconds or so, the M * fraction becomes too small. As a result, it becomes possible to increase the Mn content for which addition in large quantities was thought to be impossible in the past due to deterioration in toughness. 2) The inventors found that the steel ingredients could be made suitable into a less aluminum based steel. 3) The inventors have eliminated the unexpected factors that reduce toughness by limiting Al, Nb and V present as impurities in steel to certain limits or less.

Isto é, empregando-se aço à base de menos Al torna-se possível formar TiO com confiança e melhorar eficazmente a tenacidade.That is, employing less Al-based steel makes it possible to form TiO with confidence and effectively improve toughness.

Combinando-se esses três pontos, tornou-se possível obter uma boa propriedade CTOD sob difíceis condições de temperatura de -20Ό ou menos em uma pequena ou média entrada de calor de soldagem na ZTA que não pode ser alcançado até agora.By combining these three points, it has become possible to obtain a good CTOD property under difficult temperature conditions of -20 ° C or lower at a small or medium weld heat input to the ZTA that cannot be achieved so far.

Mesmo quando é formada muito pouca Μ*, o controle dos elementos de fragilização C, Si, Cu, Ni, Nb, V e similares é essencial. Especificamente, é essencial controlar-se o valor CeH de C+1/4SÍ-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0,4Nb+1/2V até uma faixa predeterminada. A figura 2 mostra os resultados quando se produzem 20 kg de aço dos ingredientes de 0,05% de C - 0,15% de Si - 1,7 a 2,7% de Mn por fusão a vácuo, laminando-o para chapa de aço, transmitindo-lhe uma historia de calor de uma junta real soldada três vezes por um equipamento de ciclo térmico simulado, e então executando um teste CTOD. Tôc 0,1 é a temperatura quando o menor valor dos três valores do testes CTOD em diferentes temperaturas de teste é de 0,1 mm. Há uma clara tendência para o Tôc 0,1 (propriedade CTOD) tornar-se linearmente substancialmente excelente à medida que o CeH cai. Se o CeH cai para em torno de 0,01, é verificado que Tôc 0,1 alcança -60Ό.Even when very little Μ * is formed, control of embrittlement elements C, Si, Cu, Ni, Nb, V and the like is essential. Specifically, it is essential to control the CeH value of C + 1 / 4Si-1 / 24Mn + 1 / 48Cu + 1 / 32Ni + 1 / 0.4Nb + 1 / 2V to a predetermined range. Figure 2 shows the results when producing 20 kg of steel from 0.05% C - 0.15% Si - 1.7 to 2.7% Mn ingredients by vacuum melting, rolling it to sheet metal. transmitting a heat history of a real joint welded three times by simulated thermal cycle equipment, and then performing a CTOD test. T0c 0.1 is the temperature when the lowest value of the three CTOD test values at different test temperatures is 0.1 mm. There is a clear tendency for T0c 0.1 (CTOD property) to become linearly substantially excellent as CeH falls. If CeH drops to around 0.01, Tôc 0.1 is found to reach -60Ό.

Isto é, satisfazendo os requisitos do aço da presente invenção e controlando-se o CeH, a propriedade CTOD pretendida pode ser obtida. Com o aço da presente invenção, o controle do valor de CeH conforme a propriedade CTOD requerida é um dos aspectos que caracterizam a invenção. Em adição ao controle do valor de CeH, a retificação dos teores dos outros elementos de liga é necessária para produzir o aço fornecido tanto com a alta resistência quanto com a propriedade CTOD superior. Abaixo, serão explicadas as faixas de limitação e as razões. O C tem que ser 0,02% ou mais para se obter resistência, mas se estiver acima de 0,06%, ele degrada a tenacidade na ZTA de soldagem e não permite a satisfação de uma boa propriedade CTOD, então 0,06% é tornado o limite superior. O Si inibe a tenacidade na ZTA, então uma quantidade menor é preferível de modo a se obter uma boa tenacidade na ZTA. Entretanto, com o aço convencional, nenhum Al é adicionado, então a adição de 0,05% ou mais é necessária para a desoxidação. Entretanto, se o teor estiver acima de 0,30%, a tenacidade na ZTA é prejudicada, então 0,30% é tornado o limite superior. O Mn é um elemento barato com um grande efeito de retificação da microestrutura e diminuição do CeH, então sua adição não prejudica a tenacidade da HAZ de pequena e média entrada de calor, portanto é desejável tornar o seu teor alto para se obter uma alta resistência. Entretanto, se for acima de 2,7%, ele promove a segregação da placa e facilita a formação de Bu (bainita superior) prejudicial à tenacidade, então o teor foi feito até um limite superior de 2,7%, Além disso, se for de menos de 1,7%, o efeito é pequeno, então o limite inferior foi feito 1,7%. Note que do ponto de vista de tenacidade, acima de 2,0% é mais preferível. O P e o S devem ambos ser pequenos em quantidade dos pontos de vista da tenacidade do material base e da tenacidade na ZTA, mas há limites para sua redução na produção industrial. 0,015% e 0,010%, preferivelmente 0,008% e 0,003%, foram portanto tornados seus limites superiores. O Al não é deliberadamente adicionado na presente invenção, mas inclusões como impurezas no aço são inevitáveis. Estas formam óxidos de Al que inibem a formação de óxidos de Ti, então um teor menor é desejável, mas há limites para sua redução na produção industrial. 0,004% é portanto o limite superior. O Ti forma oxido de Ti e torna a microestrutura mais fina, então contribui grandemente para a melhoria da tenacidade, mas se o teor for muito alto, ele forma TiC. Isto degrada a tenacidade na ZTA, então 0,005 a 0,015% é uma faixa adequada. O O (oxigênio) é necessário para a formação de uma grande quantidade de oxido de Ti. Se menor que 0,0010%, o efeito é pequeno, en- quanto se acima de 0,0045%, ele forma oxido de Ti bruto e degrada pronunciadamente a tenacidade, então a faixa de teor foi feita 0,0010 a 0,0045%. O N é necessário para formar nitretos finos de Ti e melhorar a tenacidade do material base e a tenacidade na ZTA, mas se for menor que 0,002% o efeito é pequeno, enquanto se for acima de 0,006% são formados defeitos de superfície no momento da produção da barra, então o limite superior foi feito 0,006%.That is, by satisfying the steel requirements of the present invention and controlling CeH, the desired CTOD property can be obtained. With the steel of the present invention, control of the CeH value according to the required CTOD property is one of the features that characterize the invention. In addition to the CeH value control, grinding of the grades of the other alloying elements is required to produce the steel supplied with both high strength and superior CTOD property. Below, the limitation ranges and reasons will be explained. The OC has to be 0.02% or higher to obtain resistance, but if it is above 0.06%, it degrades the toughness in the welding ZTA and does not allow the satisfaction of a good CTOD property, so 0.06% is become the upper limit. Si inhibits toughness in ZTA, so a smaller amount is preferable in order to obtain good toughness in ZTA. However, with conventional steel, no Al is added, so the addition of 0.05% or more is required for deoxidation. However, if the grade is above 0.30%, the toughness in ZTA is impaired, so 0.30% is made the upper limit. Mn is an inexpensive element with a large microstructure rectifying effect and a decrease in CeH, so its addition does not impair the toughness of HAZ of small and medium heat input, so it is desirable to make its high content for high strength. . However, if it is above 2.7%, it promotes plaque segregation and facilitates the formation of Bu (upper bainite) detrimental to toughness, so the content has been made up to an upper limit of 2.7%. is less than 1.7%, the effect is small, so the lower limit has been made 1.7%. Note that from a toughness standpoint, over 2.0% is more preferable. P and S should both be small in amount from the base material toughness and ZTA toughness, but there are limits to their reduction in industrial production. 0.015% and 0.010%, preferably 0.008% and 0.003%, were therefore made their upper bounds. Al is not deliberately added in the present invention, but inclusions such as impurities in steel are inevitable. These form Al oxides that inhibit the formation of Ti oxides, so a lower content is desirable, but there are limits to their reduction in industrial production. 0.004% is therefore the upper limit. Ti forms oxide of Ti and makes the microstructure thinner, so it greatly contributes to improved toughness, but if the content is too high, it forms TiC. This degrades the toughness in the ZTA, so 0.005 to 0.015% is a suitable range. O (oxygen) is required for the formation of a large amount of Ti oxide. If less than 0.0010%, the effect is small, while if above 0.0045%, it forms crude and degrades Ti oxide. pronounced toughness, so the grade range was made 0.0010 to 0.0045%. N is required to form fine Ti nitrides and improve base material toughness and toughness in ZTA, but if less than 0.002% the effect is small while above 0.006% surface defects are formed at the time of production. of the bar, then the upper limit was made 0.006%.

Além disso, o Nb e ο V são inerentemente elementos de fragilização. Conforme mostrado pelo grande coeficiente na fórmula (A), sua presença faz o CeH crescer grandemente e faz a tenacidade na ZTA cair notavelmente, então esses não são deliberadamente adicionados na presente invenção. Mesmo quando incluídos como impurezas no aço, para garantir a tenacidade, o Nb tem que ser limitado a 0,003% ou menos. Além disso, ο V tem que ser limitado a 0,030% ou menos, preferivelmente 0,020% ou menos.In addition, Nb and ο V are inherently embrittlement elements. As shown by the large coefficient in formula (A), its presence causes CeH to grow greatly and causes ZTA tenacity to drop noticeably, so these are not deliberately added to the present invention. Even when included as impurities in steel, to ensure toughness, Nb must be limited to 0.003% or less. In addition, ο V must be limited to 0.030% or less, preferably 0.020% or less.

Cu e Ni resultam em uma pequena deterioração da tenacidade na HAZ devido à sua adição, têm o efeito de aumentar a resistência do material base, e são eficazes para uma outra melhoria das propriedades, mas aumentam os custos de produção, então os limites superiores dos teores quando adicionados foram feitos: Cu: 0,25% e Ni: 0,50%.Cu and Ni result in a slight deterioration of HAZ toughness due to their addition, have the effect of increasing the strength of the base material, and are effective for further properties improvement, but increase production costs, so the upper limits of contents when added were made: Cu: 0.25% and Ni: 0.50%.

Mesmo se limitarmos os ingredientes no aço da forma acima, se não formar uma estrutura adequada por um método de produção adequado, os efeitos desejados não podem ser exibidos. Devido a isso, as condições de produção também têm que ser consideradas. O aço da presente invenção é preferivelmente produzido industrialmente por lingotamento contínuo. As razões são que a taxa de resfriamento de solidificação do aço fundido é rápida e é possível formar óxidos finos de Ti e nitretos de Ti em grandes quantidades na placa. Quando se lamina a placa, a temperatura de reaquecimento tem que ser feita 1100Ό ou menos. Se a temperatura de reaquecimento exceder 1100Ό, os nitretos de Ti tornam-se mais brutos, a tenacidade do material base diminui, e o efeito de melhoria da tenacidade na ZTA não pode ser esperado. A seguir, o método de produção após o reaquecimento requer tratamento pelo processo de controle termomecânico. A razão é que mesmo se uma tenacidade superior na ZTA for obtida, se a tenacidade do material base for inferior, o produto de aço é insuficiente. Como métodos de tratamento pelo processo de controle termomecânico, 1) laminação controlada, 2) controle de laminação-resfriamento acelerado, 3) têmper-revenido direto após a laminação, etc. podem ser mencionados, mas os métodos preferidos são laminação controlada-resfriamento acelerado e o resfriamento-revenido direto após a laminação.Even if we limit the ingredients in steel as above, if it does not form a suitable structure by a suitable production method, the desired effects cannot be exhibited. Because of this, production conditions also have to be considered. The steel of the present invention is preferably industrially produced by continuous casting. The reasons are that the solidification cooling rate of cast steel is fast and it is possible to form fine Ti oxides and Ti nitrides in large quantities in the plate. When laminating the plate, the reheat temperature must be made 1100Ό or less. If the reheat temperature exceeds 1100Ό, Ti nitrides become coarser, the base material toughness decreases, and the toughness enhancing effect on ZTA cannot be expected. Next, the production method after reheating requires treatment by the thermomechanical control process. The reason is that even if a higher toughness in ZTA is obtained, if the toughness of the base material is lower, the steel product is insufficient. As treatment methods by thermomechanical control process, 1) controlled lamination, 2) accelerated cooling-lamination control, 3) direct tempering-tempering after lamination, etc. may be mentioned, but preferred methods are controlled lamination-accelerated cooling and direct cooling-tempering after lamination.

Note que após a produção do aço, mesmo se reaquecermos até uma temperatura do ponto de transformação Ar3 ou maior com o propósito de desidrogenação etc. os aspectos característicos da presente invenção não são prejudicados.Note that after steel production, even if we reheat to a transformation point temperature Ar3 or higher for the purpose of dehydrogenation, etc. characteristic features of the present invention are not impaired.

Além disso, o método acima mencionado é um exemplo de um método de produção do aço da presente invenção. O método de produção do aço da presente invenção não é limitado ao método acima.Furthermore, the above method is an example of a steelmaking method of the present invention. The steelmaking method of the present invention is not limited to the above method.

Exemplos Chapas de aço de espessura grossa de vários ingredientes de aço foram produzidas pelo processo de lingotamento de chapas de bitola grossa por conversor contínuo. A resistência do material base foi determinada e o teste CTOD das juntas soldadas foi executado. A soldagem foi executada pelo método de soldagem de arco submerso (SAW), usado geralmente para soldagem de teste, com uma entrada de calor de soldagem de 4,5 a 5,0 kJ/mm na ranhura K de forma que a linha de fusão da solda (FL) se torne perpendicular. O teste CTOD foi executado por uma chapa de uma dimensão de t (espessura da chapa) x 2t entalhada pela introdução de uma fratura de fadiga na locação FL. A Tabela 1 mostra exemplos da presente invenção e exemplos comparativos. A chapa de aço produzida pela presente invenção (Aços da invenção nos 1 a 20) tiveram limites de elasticidade (YS) de 430 N/mm2 ou mais e apresentaram boa tenacidade de ruptura dos valores CTOD a -200, -400 e -600, todos de 0,27 mm ou mais.Examples Thick steel sheets of various steel ingredients were produced by the continuous converter casting process of thick gauge sheets. The strength of the base material was determined and the welded joints CTOD test was performed. Welding was performed by the submerged arc welding (SAW) method, commonly used for test welding, with a welding heat input of 4.5 to 5.0 kJ / mm in slot K so that the melting line weld (FL) becomes perpendicular. The CTOD test was performed by a plate of notched t (plate thickness) x 2t dimension by the introduction of a fatigue fracture at the FL location. Table 1 shows examples of the present invention and comparative examples. The steel plate produced by the present invention (Steels of the invention No. 1 to 20) had yield strengths (YS) of 430 N / mm2 or more and had good tensile strength of CTOD values at -200, -400 and -600, all 0.27 mm or more.

Em oposição a isso, os Aços Comparativos 21 a 26 tiveram re- sistências e valores CTOD inferiores aos aços da invenção, e não possuem as propriedades necessárias como chapas de aço usadas sob ambientes severos. O Aço comparativo 21 teve adicionado o Nb, portanto o teor de Nb da chapa de aço tornou-se alto, então o valor CTOD foi um valor baixo. O aço comparativo 22 teve um teor de C muito alto e também um valor de CeH muito alto, então o valor CTOD foi um valor baixo. Os aços comparativos 23 e 24 tiveram CeH’s baixos, mas o teor de Al foi muito alto, os óxidos de Ti foram formados insuficientemente, e a microestrutura não foi tornada suficientemente mais fina. O aço comparativo 25 teve um CeH de cerca do mesmo valor do aço da invenção, mas o teor de C foi muito baixo e o teor de O foi muito alto, então a resistência do material base foi baixa e o valor CTOD foi um valor baixo. O aço comparativo 26 teve uma quantidade excessivamente alta de Nb misturada como uma impureza, então apesar do CeH ser baixo, a resistência do material base e o valor CTOD foram valores baixos. _çç φ ,Ω CO I- CNI Ü9 <D (0 I- Método de tratamento de aquecimento no trabalho: CR: laminação controlada (laminação em uma região ótima de temperatura para resistência e tenacidade) ACC: resfriamento acelerado (a água resfria abaixo da região de temperatura de 400 a 600Ό após a laminação control ada) DQ: Resfriamento-têmpera direto após a laminação Aplicabilidade Industrial O aço produzido pela presente invenção tem alta resistência, tem uma propriedade CTOD extremamente boa da parte FL onde a tenacidade se degrada na maioria do tempo da soldagem, e apresenta tenacidade superior. Devido a isso, tornou-se possível a produção de um produto de aço de alta resistência que possa ser usado em estruturas ao largo, edifícios resistentes a terremotos, e outros ambientes severos.In contrast, Comparative Steels 21 through 26 had lower strengths and CTOD values than the steels of the invention, and did not have the necessary properties as steel sheets used in harsh environments. Comparative Steel 21 had Nb added, so the Nb content of the steel plate became high, so the CTOD value was low. Comparative steel 22 had a very high C content and also a very high CeH value, so the CTOD value was a low value. Comparative steels 23 and 24 had low CeH's, but the Al content was too high, the Ti oxides were insufficiently formed, and the microstructure was not thinned sufficiently. Comparative steel 25 had a CeH of about the same value as the steel of the invention, but the C content was very low and the O content was very high, so the strength of the base material was low and the CTOD value was low. . Comparative steel 26 had an excessively high amount of Nb mixed as an impurity, so although CeH was low, the strength of the base material and the CTOD value were low. _çç φ, Ω CO I- CNI Ü9 <D (0 I- Work heat treatment method: CR: controlled lamination (lamination at optimum temperature for strength and toughness) ACC: accelerated cooling (water cools below 400 to 600Ό temperature region after controlled rolling) DQ: Direct quench-cooling after rolling Industrial Applicability The steel produced by the present invention has high strength, has an extremely good CTOD property of the FL part where the toughness degrades most weldability and superior toughness, making it possible to produce a high strength steel product that can be used in offshore structures, earthquake resistant buildings, and other harsh environments.

Claims

1. Steel characterized in that it contains by weight% C: 0.02 to 0.06%, Si: 0.05 to 0.30%, Mn: 1.7 to 2.7%, P: 0.015% or minus S: 0.010% or less, Ti: 0.005 to 0.015%, O: 0.0010 to 0.0045%, and N: 0.0020 to 0.0060%, and optionally, by mass%, a type or two types of Cu: 0.25% or less and Ni: 0.50% or less, with an iron balance and unavoidable impurities, having an amount of impurities intermixed to Al: 0.004% or less, Nb: 0.003 % or less and V: 0,030% or less and having a CeH represented by formula (A) in the range 0,04 or less: CeH = C + 1 / 4Si-1 / 24Mn + 1 / 48Cu + 1 / 32Ni + 1 / 0.4Nb + 1 / 2V ... (A) where C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, and V represent ingredients in steel (mass%).

Steel according to claim 1, characterized in that the CeH is in the range of 0.01 or less.

Steelmaking method, characterized by heating a plate satisfying the steel compositions and the CeH as defined in claim 1 to a temperature of 1100Ό or less, and then treating it by a thermomechanical control process.