BRPI0617763A2

BRPI0617763A2 - aço de fase dupla de resistência elevada com razão de deformação baixa, alta dureza e capacidade de fundição superior

Info

Publication number: BRPI0617763A2
Application number: BRPI0617763-8A
Authority: BR
Inventors: Narasimha-Rao V Bangaru; Ja-Young Koo; Hyun-Woo Jin; Adnan Ozekein; Douglas P Fairchild; Yoshio Terada; Hitoshi Asahi; Takuya Hara; Masaaki Sugiyama
Original assignee: Exxonmobil Upstream Res Co
Priority date: 2005-10-24
Filing date: 2006-10-17
Publication date: 2011-08-02
Also published as: EP1951519A4; CN101331019A; JP2009512787A; KR20090004840A; US20070193666A1; CA2627171A1; WO2007051080A2; AU2006305841A1; WO2007051080A3; EP1951519A2; RU2008115626A

Abstract

<B>AçO DE FASE DUPLA DE RESISTêNCIA ELEVADA COM RAZãO DE DEFORMAçãO BAIXA, ALTA DUREZA E CAPACIDADE DE FUNDIçãO SUPERIOR<D>é propiciado um aço de resistência elevada, de fase dupla que possui uma microestrutura de composição de fases macia e dura que propicia uma razão de escoamento baixa, capacidade de deformação elevada, capacidade de fundição elevada, e rigidez elevada. O aço de fase dupla incluientre aproximadamente 10% em volume e aproximadamente 60% em volume de uma primeira fase ou constituinte que se constitui essencialmente em ferrita de grão fino. A primeira fase possui um tamanho de grão médio de ferrita de aproximadamente 5 micra ou menos. O aço de fase dupla inclui ainda entre aproximadamente 40% em volume e aproximadamente 90% em volume de uma segunda fase ou constituinte que compreende martensita de grão fino, bainita inferior de grão fino, bainita granular de grão fino, bainita superior degenerada de grão fino, ou qualquer mistura destes. São também propiciados métodos para produzir o mesmo.

Description

AÇO DE FASE DUPLA DE RESISTÊNCIA ELEVADA COM RAZÃO DEDEFORMAÇÃO BAIXA, ALTA DUREZA E CAPACIDADE DE FUNDIÇÃO

SUPERIOR

REFERÊNCIA A PEDIDOS DE PATENTE CORRELATOS

Este pedido de patente reivindica o beneficio doPedido de Patente Provisório U.S. 60/729.577, depositado em24 de outubro de 2005.

FUNDAMENTOS DA INVENÇÃO

Campo da Invenção

Modalidades da presente invenção referem-segenericamente a aço de fase dupla, de resistência elevada emétodos para produzir o mesmo.Descrição da Técnica Correlata

Gás natural está tornando-se uma fonte de energiacrescentemente importante. Freqüentemente os principaiscampos de gás natural no mundo estão muito distantes dosprincipais mercados, afastados alguns milhares dequilômetros. Aperfeiçoar a economia de transporte de gás alonga distância desempenha um papel crítico ao decidir se odesenvolvimento de um campo de gás remoto específicotornar-se-á econômico ou não. Tubulações condutoras deresistência mais elevada são vistas como uma chave paraaperfeiçoar a economia de transporte de gás e petróleo.Vantagens significativas em utilizar tubulação condutora deresistência mais elevada ao construir oleodutos de longadistância incluem eficiência de transporte ao aumentar apressão interna, e economias de custo de material atravésda redução da espessura da parede da tubulação bem comoeconomias concomitantes durante a fundição no campo detubulação de parede mais fina. Custos de transportereduzidos associados ao transporte de tubulações condutorasmais leves podem propiciar economias adicionais.

Atualmente a tubulação condutora de maior resistênciade escoamento em uso comercial exibe uma resistência deescoamento mínima de aproximadamente 550 MPa (80 Ksi,designado como API tipo X80) . Tipos de tubulação condutorade maior resistência tais como API X100 (resistência deescoamento de 100 Ksi) e X120 foram recentementedesenvolvidos. Conforme descrito nas Patentes U.S. Nos.6.248.191; 6.224.689; 6.288.183; e 6.264.760 achou-seprático produzir aços de resistência elevada que possuemresistências de escoamento mais elevadas do que 827 MPa(120 Ksi) e com resistências de tração finais maiores doque aproximadamente 900 MPa (130 Ksi) como precursores datubulação condutora. Aquelas patentes descrevem aindamicroestruturas de aço que possuem bainita inferiorpredominantemente de grão fino, martensita de sarrafo degrão fino, ou misturas destes e processos de laminaçãotermo-mecanicamente controlados (TMCP) para produziraquelas microestruturas. Embora aquelas microestruturaspropiciem resistência elevada e conseqüentemente ofereçamdesempenho elevado para projetos de oleoduto à base detensão, aquelas microestruturas não são ideais paraprojetos de oleoduto à base de deformação devido às razõeselevadas de escoamento para tração e potencial deendurecimento de trabalho limitado na placa de açoprecursora.

Certos oleodutos exigem uma filosofia de projeto àbase de deformação porque o oleoduto experimentarádeformação de serviço significativo. Por exemplo,deformações impostas elevadas podem tomar lugar em regiõessismicamente ativas e/ou regiões árticas que estão sujeitasa congelamento pesado e ciclos de assentamento de degelo.Nestas regiões, deformações significativas podem serimpostas ao oleoduto exigindo capacidade de deformaçãoelevada na tubulação condutora. Uma razão baixa deresistência de escoamento para tração e alongamentouniforme elevado na placa de aço precursora são indicativosde endurecimento de trabalho elevado ou capacidade deendurecimento de deformação e capacidade de deformaçãoelevada na placa de aço bem como na tubulação condutorafabricada a partir desta placa.

A Figura 1 mostra uma curva esquemática de deformaçãode tensão 100 para uma placa de aço precursora ilustrativade acordo com modalidades descritas comparada a uma curvade deformação de tensão 110 de um aço ilustrativocaracterizado por uma microestrutura martensítica/bainitica predominantemente de sarrafo (isto é, "estado doaço da técnica") . O ponto em que a curva de tensão-deformação se desvia da linearidade à medida que a tensão éaumentada indica escoamento ou o inicio de deformaçãopermanente ou plástica no aço. A tensão máxima que pode sersustentada pelo aço antes desse desvio ser estabelecidopode ser definida como a resistência de escoamento. Poroutro lado, a resistência à tração ou resistência de traçãofinal é a tensão máxima sustentada pelo aço incluindo oregime de deformação permanente ou plástico. A deformaçãoou alongamento percentual no ponto deste máximo emresistência de tensão ou tração é conhecido como oalongamento uniforme 120. As características deendurecimento de deformação ou endurecimento de trabalhodefinem a curva tensão-deformação entre a resistência deescoamento e de tração. Pode ser visto que os aços doestado da técnica e aços de fase dupla da presente invençãopropiciam resistências de tração similares mas resposta deendurecimento de resistências de escoamento e deformaçãodramaticamente diferentes. Os aços do estado da técnicaendurecem rapidamente e alcançam sua resistência de traçãoem deformações inferiores que resultam em menor alongamentouniforme. Por outro lado, os aços de fase dupla da presenteinvenção com base em uma microestrutura de composição defases macia e dura propiciarão uma menor resistência deescoamento e um endurecimento de deformação gradual e umacapacidade de deformação elevada como esquematicamenteilustrado com um maior alongamento uniforme 13 0 nestesaços.

É necessário, por conseguinte, aços de resistênciaelevada com uma baixa razão de resistência de escoamentopara resistência de tração, microestrutura substancialmenteuniforme, capacidade de endurecimento de trabalho superior,e capacidade de fundição excelente. Também é necessário ummétodo de custo baixo para fabricação de tubulaçõescondutoras com excelente rigidez a baixa temperatura eexcelente capacidade de deformação, adequadas para projetosà base de deformação.

SUMÁRIO DA INVENÇÃO

É propiciado aço de resistência elevada, de fasedupla que possui uma microestrutura de composição de fasesmacia e dura que propicia uma baixa razão de escoamento,capacidade de deformação elevada, capacidade de fundiçãosuperior, e rigidez elevada, bem como métodos para produziro mesmo. Por exemplo, é propiciado um aço de fase dupla,resistência elevada, com uma resistência de tração deaproximadamente 900 MPa ou mais, uma razão de escoamentobaixa de aproximadamente 0,85 ou menos em uma direçãolongitudinal, e uma rigidez Charpy-V-Notch em -4O0C queexcede aproximadamente 120 J ou mais na direção transversa.Em pelo menos uma modalidade específica, o aço de fasedupla compreende:

carbono em uma quantidade entre aproximadamente 0,03%em peso e aproximadamente 0,12% em peso;níquel em uma quantidade entre aproximadamente 0,1%em peso e menor do que 1,0% em peso;

nióbio em uma quantidade entre aproximadamente 0,005%em peso e aproximadamente 0,05% em peso;

titânio em uma quantidade entre aproximadamente0,005% em peso e aproximadamente 0,03% em peso;

molibdênio em uma quantidade entre aproximadamente0,1% em peso e aproximadamente 0,6% em peso; e

manganês em uma quantidade entre aproximadamente 0,5%em peso e aproximadamente 2,5% em peso;

Em outras modalidades, o aço compreende os elementosadicionais que se seguem, em peso:

até aproximadamente 0,1% de vanádio;até aproximadamente 0,010% de nitrogênio;até aproximadamente 0,002% de boro;até aproximadamente 0,006% de magnésio;até aproximadamente 1,0% de cromo;até aproximadamente 0,5% de silício;até aproximadamente 1,0% de cobre;até aproximadamente 0,06% de alumínio;até aproximadamente 0,015% de fósforo; eaté aproximadamente 0,004% de enxofre.O aço de fase dupla pode também incluir uma primeirafase ou constituinte que consiste essencialmente em ferritade grão fino. O aço pode incluir entre aproximadamente 10%em volume e aproximadamente 60% em volume da primeira fase,e a primeira fase inclui uma ferrita de tamanho de grãomédio de aproximadamente 5 micra ou menos. 0 aço de fasedupla inclui ainda uma segunda fase ou constituinte quecompreende martensita de grão fino, bainita inferior degrão fino, bainita granular de grão fino, bainita superiordegenerada de grão fino, ou qualquer mistura destes, onde oaço compreende entre aproximadamente 4 0% em volume eaproximadamente 90% em volume do segundo constituinte.

É também propiciado um método para preparar uma placade aço com uma resistência de tração de aproximadamente 900MPa ou mais, uma razão de escoamento baixa deaproximadamente 0,85 ou menos em uma direção longitudinal,e uma rigidez Charpy-V-Notch a -4O0C que excedeaproximadamente 120 J ou mais na direção transversal. Empelo menos uma modalidade específica, o método incluiaquecer uma laje de aço até uma temperatura de re-aquecimento entre aproximadamente 1.OOO0C e aproximadamente1.250°C para propiciar uma laje de aço que consisteessencialmente em uma fase de austenita. A laje de aço éreduzida para formar a placa de aço em um ou mais passes delaminação a quente em uma primeira temperatura suficientepara re-cristalizar a fase de austenita. A placa de aço éreduzida em um ou mais passes de laminação a quente em umasegunda faixa de temperatura abaixo da primeira temperaturaem uma temperatura em que a austenita não re-cristaliza eacima de temperatura de transformação Ar3. A placa de aço éesfriada em ar ambiente até uma temperatura acima deaproximadamente 500°C e em seguida esfriada por imersão emuma taxa de esfriamento de pelo menos IO0C por segundo atéuma temperatura de parada de esfriamento por imersão pré-selecionada.

É também propiciada uma placa de aço com umaresistência de tração de aproximadamente 900 MPa ou mais,uma razão de escoamento baixa de aproximadamente 0,85 oumenos em uma direção longitudinal, e uma rigidez Charpy-V-Notch a -4O0C que excede aproximadamente 120 J ou mais nadireção transversa, que compreende aproximadamente 10% emvolume e aproximadamente 60% em volume de uma primeirafase/constituinte que consiste essencialmente em ferrita degrão fino, entre aproximadamente 4 0% em volume eaproximadamente 90% em volume de uma segundafase/constituinte que compreende martensita de grão fino,bainita inferior de grão fino, bainita granular de grãofino, bainita superior degenerada de grão fino, ou qualquermistura destes. A placa de aço pode ser produzida poraquecimento de uma laje de aço até uma temperatura de re-aquecimento entre aproximadamente 1.OOO0C e aproximadamente1.250°C para propiciar uma laje de aço que consisteessencialmente em uma fase de austinita. A laje de aço éreduzida para formar a placa de aço em um ou mais passes delaminação a quente em uma primeira temperatura suficientepara re-cristalizar a fase de austinita. A placa de aço éreduzida em um ou mais passes de laminação a quente em umasegunda faixa de temperatura abaixo da primeira temperaturaem uma temperatura em que a austenita não re-cristaliza eacima de temperatura de transformação Ar3. A placa de aço éainda reduzida em um ou mais passes de laminação a quenteem uma terceira faixa de temperatura entre aproximadamentea temperatura de transformação Ar3 e aproximadamentetemperatura de transformação Ari. A placa de aço é emseguida esfriada por imersão em uma taxa de esfriamento depelo menos IO0C por segundo até uma temperatura de paradade esfriamento por imersão pré-selecionada.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

Deste modo a maneira na qual as característicasmencionadas acima da presente invenção podem ser entendidasem detalhes, uma descrição mais específica da invenção,brevemente sumarizada acima, pode ser tomada comoreferência a modalidades, algumas das quais são ilustradasnos desenhos em anexo. Observa-se, entretanto, que osdesenhos em anexo ilustram apenas modalidades normais destainvenção e, por conseguinte, não devem ser consideradoslimitantes de seu âmbito, uma vez que a invenção admiteoutras modalidades igualmente eficazes.

A Figura 1 é uma curva de tensão-deformaçãoesquemática que ilustra o excelente endurecimento dedeformação e a capacidade de deformação em aços de fasedupla versus aços predominantemente bainíticos/martensíticos.

A Figura 2 é um conjunto de diagramas esquemáticosque ilustram a formação de domínios de ferrita em camadasde austenita durante o esfriamento lento (por exemplo,esfriamento a ar) através da região intercrítica e odesenvolvimento de microestrutura de fase dupla de ferrita-sarrafo de martensita/DUN/LB durante esfriamento aceleradosubseqüente até ambiente.

As Figuras 3A e 3B mostram imagens que revelam umamicroestrutura de composição ilustrativa em aço processadode acordo com modalidades descritas. A Figura 3 (A) é ummicrógrafo SEM que mostra uma dispersão fina de umamicroestrutura de fase dupla ilustrativa que compreende umafase de ferrita e uma segunda fase produzida de acordo comas modalidades descritas. A Figura 3B é um micrógrafo TEMque mostra o tamanho de domínio de ferrita fina (~1 raícron)da fase de ferrita mostrada na Figura 3A.

DESCRIÇÃO DETALHADA DE MODALIDADES PREFERIDAS

Será agora propiciada uma descrição detalhada. Cadauma das reivindicações em anexo define uma invençãoseparada que, para fins de transgressão, é reconhecida comoincluindo equivalentes aos diversos elementos ou limitaçõesespecíficas nas reivindicações. Dependendo de contexto,todas as referências abaixo à "invenção" podem em algunscasos referir-se apenas a certas modalidades específicas.

Em outros casos será reconhecido que as referências à"invenção" referir-se-ão à matéria objeto mencionada em umaou mais, mas não necessariamente em todas, asreivindicações. A invenção será agora descrita em maioresdetalhes abaixo, incluindo modalidades específicas, versõese exemplos, mas as invenções não são limitadas a estasmodalidades, versões ou exemplos, que são incluídas parapermitir que uma pessoa versada na técnica produza eutilize as invenções, quando a informações nesta patentefor combinada com a informação e tecnologia disponíveis.São propiciados um aço de fase dupla, de resistênciaelevada com uma razão entre escoamento e tração baixa,alongamento uniforme elevado, e coeficiente deendurecimento de trabalho elevado e métodos para produzir omesmo. O aço possui uma capacidade de deformação elevada eboa capacidade de formação. Tal aço é adequado paratubulação condutora, estruturas em alto-mar, instalações deprodução de petróleo e gás, e recipientes de pressão, comoexemplos.

Microestrutura

Em uma ou mais modalidades, o aço possui umamicroestrutura que inclui entre aproximadamente 10 porcento em volume e aproximadamente 60 por cento em volume deuma fase ou constituinte de ferrita de grão fino, maismacia ("primeira fase"), e entre aproximadamente 40 porcento em volume e aproximadamente 90 por cento em volume deuma fase ou constituinte mais forte ("segunda fase") quepode incluir uma ou mais fases ou constituintes de:martensita de grão fino, bainita inferior de grão fino,bainita superior degenerada de grão fino, bainita granularde grão fino, e misturas destas.

Conforme utilizado aqui, o termo "de grão fino"refere-se a grãos dentro de cada constituinte demicroestrutura ou domínio que possuem um tamanho de grãomédio de aproximadamente 10 micra ou inferior, tal comoaproximadamente 5 micra ou inferior, aproximadamente 4micra ou inferior, aproximadamente 3 micra ou inferior, eaproximadamente 2 micra ou inferior.

A temperatura de transformação Ari refere-se àtemperatura na qual a transformação de austenita paraferrita ou para ferrita mais cementita é finalizada duranteesfriamento.

A temperatura de transformação Ar3 refere-se àtemperatura na qual a austenita começa a se transformar emferrita durante esfriamento.

Taxa de esfriamento refere-se à taxa de esfriamentono centro, ou substancialmente no centro, da espessura daplaca.

Ferrita deformada (DF) refere-se a ferrita que seforma a partir de decomposição de austenita, duranteexposição intercrítica e sob deformação devido a laminaçãoa quente subseqüente à sua formação;

Fase dupla significa pelo menos duas fases.

Bainita granular fina (FGB) é um agregado quecompreende aproximadamente 60 por cento em volume (vol%) deferrita bainítica e aproximadamente 95% em volume deferrita bainítica e até aproximadamente 5% em volume eaproximadamente 40% em volume de partículas dispersadas demisturas de martensita de sarrafo e austenita retida.

Grão é um cristal individual em um materialpolicristalino.

Limite de grão refere-se a uma zona estreita em ummetal que corresponde à transição entre uma orientaçãocristalográfica e outra, separando deste modo um grão dooutro.

Tamanho de grão de austenita anterior refere-se a umtamanho de grão de austenita médio em uma placa de açolaminada a quente antes de laminação na faixa detemperatura na qual a austenita não re-cristaliza.

Esfriamento por imersão refere-se a esfriamentoacelerado por qualquer meio pelo qual o fluido selecionadopor sua tendência a aumentar a taxa de esfriamento do açoseja utilizado, como oposto a esfriamento a ar.

Temperatura de parada de esfriamento por imersão(QST) é a temperatura mais elevada, ou substancialmentemais elevada, alcançada na superfície da placa, após oesfriamento por imersão ser interrompido, por causa docalor transmitido a partir da espessura média da placa.

Uma laje é uma peça de aço que possui quaisquerdimensões.

Temperatura Tnr é a temperatura abaixo da qual aaustenita não re-cristaliza.

Direção transversa refere-se a uma direção que estáno plano de laminação mas perpendicular à direção delaminação de placa.

Composição de aço

Em uma ou mais modalidades, o aço inclui ferro e umou mais diversos elementos de liga. De preferência, o aço éformulado para possuir uma resistência de tração que excedeaproximadamente 900 MPa; razão de resistência de escoamentopara tração (YTS) ou razão de escoamento (YR) deaproximadamente 0,90, de preferência inferior aaproximadamente 0,85, ainda mais preferivelmente inferior a0,8; e rigidez elevada, que excede aproximadamente 120 Jem teste Charpy-V-Notch em -40°C, de preferência excedendoaproximadamente 150 J em teste Charpy-V-Notch em -40°C.Elementos de liga adequados podem incluir carbono,manganês, silício, nióbio, titânio, alumínio, molibdênio,cromo, níquel, cobre, vanádio, boro, nitrogênio, ecombinações destes, por exemplo, mas sem se limitar aestes. Certos elementos de liga e faixas preferidas sãodescritos era detalhes adicionais abaixo.

Por exemplo, carbono é um dos elementos deresistência mais potentes em aço. O carbono combina comformadores de carbureto fortes no aço tais como Ti, nióbioe V para propiciar inibição de crescimento de grão eresistência à precipitação. 0 carbono também aumenta adureza, isto é, a capacidade de formar microestruturas maisduras e fortes no aço durante esfriamento, tal comomartensita de sarrafo, bainita inferior, e bainitassuperiores degeneradas, etc. Se o teor de carbono forinferior a aproximadamente 0,03% em peso, não é normalmentesuficiente induzir a resistência necessária em ura aço deliga inferior, isto é, resistência maior do queaproximadamente resistência de tração de 750 MPa (~110Ksi) , no aço. Se o teor de carbono for maior do queaproximadamente 0,12% em peso, o aço pode ser suscetível arachar a frio durante fundição e a rigidez pode serreduzida na placa de aço bem como o HAZ em fundição. O teorde carbono na faixa entre aproximadamente 0,3% em peso eaproximadamente 0,12% em peso é preferido para produzir acombinação desejada de resistência elevada e rigidez naplaca, HAZ e para evitar rachadura a frio durante fundição.

Em uma ou mais modalidades acima ou em qualquer lugaraqui, o aço pode incluir manganês (Mn) . O manganês pode sera matriz enrijecedora em aços e de forma mais importante,pode contribuir para a capacidade de endurecimento. Omanganês é uma adição de liga não dispendiosa para impedirformação de ferrita excessiva em placas de seção espessaespecialmente em localizações de meio de espessura destasplacas o que pode conduzir a uma redução em resistência deplaca. Uma quantidade mínima de 0,5% em peso de manganês épreferida para alcançar a resistência elevada desejada emespessuras de placa que excedem 12 mm, e um mínimo de 1,0%em peso é ainda mais preferido. Manganês, através de seuefeito forte em atrasar produtos de austenita detransformação de bainita superior e bainita granular, deferrita durante seu esfriamento, propicia flexibilidade deprocessamento para produzir a microestrutura de segundafase de ferrita forte desejada (martensita de sarrafo,bainita inferior e bainita superior degenerada) sendodesignado nesta invenção. Contudo, muito manganês é danosoà rigidez da placa de aço, assim um limite superior deaproximadamente 2,5% em peso de manganês é preferido. Estelimite superior é também preferido para minimizarsubstancialmente segregação de linha central que tende aocorrer em manganês elevado e lajes de aço continuamenteadicionadas e as propriedades de microestrutura e rigidezinsuficientes assistentes no centro da placa produzidas apartir da laje. Mais preferivelmente, o limite superiorpara manganês é 2,0.

Em uma ou mais modalidades acima ou em qualquer lugaraqui, o aço pode incluir silício (Si). O silício pode seradicionado para fins de desoxidação e um mínimo deaproximadamente 0,01% em peso é preferido para estepropósito. O alumínio também é utilizado para desoxidaçãoe, por conseguinte, quantidades de silício levadas não sãonecessárias para este fim. O silício é um enrijecedor dematriz forte, mas possui um forte efeito negativo tanto noaço de base quanto na rigidez de HAZ. Por conseguinte, umlimite superior de 0,5% em peso é colocado sobre silício. Osilício aumenta a força de condução para migração decarbono na austenita transformada durante

o esfriamento (esfriamento rápido) da placa de aço a partirde temperatura elevada e neste sentido reduz o teorintersticial de ferrita e aperfeiçoa seu fluxo e capacidadede condução. Este efeito benéfico do silício deveria serbalanceado com seu efeito intrínseco em degradar a rigidezdo aço. Devido a estas forças balanceadas, uma adição desilício ideal nas ligas desta invenção está entreaproximadamente 0,05 e 0,15% em peso.

Em uma ou mais modalidades ou qualquer lugar acima, oaço pode incluir nióbio (Nb) . O nióbio pode ser adicionadopara promover refinamento de grão durante laminação aquente da laje de aço dentro da placa que por sua vezaperfeiçoa tanto a resistência quanto a rigidez da placa deaço. Precipitação de carbureto de nióbio durante laminaçãoa quente serve para retardar re-cristalização e para inibiro crescimento de grão, propiciando deste modo um meio derefinamento de grão de austenita. Por estas razões, pelomenos 0,005% em peso de nióbio é necessário. O nióbio étambém forte aperfeiçoador de capacidade de dureza epropicia resistência de precipitação no HAZ através daformação de nióbio, carburetos ou carbonitretos. Estesefeitos de adição de nióbio a aço são úteis para minimizaramaciamento de HAZ, especificamente próximos à linha defusão, em fundições de aço de resistência elevada. Por estarazão um mínimo de 0,01% em peso de nióbio é mais preferidoem placas de aço submetidas a fundição durante fabricaçãoem objetos úteis tais como tubulação condutora. Contudo,nióbio mais elevado pode conduzir a enrijecimento deprecipitação excessivo e conseqüentemente, degradar arigidez tanto no aço de base quanto especialmente no HAZ.Por estas razões, um limite superior de 0,05% em peso écolocado sobre nióbio para aços desta invenção. Ainda maispreferivelmente, o teor de nióbio nos aços desta invençãoestá na faixa entre aproximadamente 0,01% em peso eaproximadamente 0,04% em peso.

Em uma ou mais modalidades acima ou em algum lugaraqui, o aço pode incluir titânio (Ti) . O titânio é eficazao formar precipitados de nitreto de titânio finos (TiN)que refinam o tamanho de grão tanto na estrutura laminadaquanto no HAZ do aço. Sendo assim, a rigidez do aço e HAZsão aumentadas. Um mínimo de 0,005% em peso de titânio énecessário para este propósito. O titânio é adicionado aoaço em tal quantidade que a razão de peso de Ti/N é depreferência aproximadamente 3,4. Adições de titânioexcessivas ao aço tendem a deteriorar a rigidez do aço aoformar partículas de TiN grosseiras ou partículas decarbureto de titânio. Sendo assim, o limite superior paratitânio é estabelecido em 0,03% em peso.

Em uma ou mais modalidades acima ou em qualquer lugaraqui, o aço pode incluir alumínio (Al). O alumínio pode seradicionado principalmente para desoxidação do aço. Pelomenos 0,01% em peso de alumínio é preferido para este fim.Quantidades pequenas de alumínio no aço também sãobenéficas para propriedades HAZ ao juntar nitrogênio livreque vem de dissolução de partículas de nitreto ecarbonitreto no HAZ de grão grosseiro devido aos ciclostérmicos intensos de processo de fundição. Contudo, oalumínio é similar ao silício ao reduzir as propriedades dedeformação e rigidez da matriz. Além disso, adições dealumínio mais elevadas conduzem a inclusões de alumínio-óxido grosseiras, excessivas no aço que degradam a rigidez.

Conseqüentemente, um limite superior de 0,06% em peso éestabelecido para adições de alumínio nos aços destainvenção.

Em um ou mais modalidades acima ou em qualquer lugaraqui, o aço pode incluir molibdênio (Mo). O molibdênio podeaumentar a dureza do aço especialmente em combinação comboro e nióbio. 0 molibdênio também aumenta a resistência damatriz de ferrita. Sendo assim, adições de molibdêniopropiciam enrijecimento no aço de base. Adições demolibdênio no aço atual também propiciam flexibilidade noprocessamento para permitir uma combinação ideal desegundas fases de ferrita-forte que por sua vez produzemresistência e rigidez elevadas. Adições de molibdêniotambém enrijeceram o HAZ fundido através de precipitação decarburetos de molibdênio. Por estas razões, pelo menos 0,1%em peso, ainda mais preferivelmente 0,2% em peso demolibdênio, são adicionados aos aços da presente invenção.Adições de molibdênio excessivas resultam emsusceptibilidade a rachadura fria elevada do aço durantefundição e também tendem a deteriorar a rigidez do aço eHAz. Por conseguinte, um limite superior de 0,6% em peso emais preferivelmente, um limite superior de 0,5% em peso demolibdênio é estabelecido para os aços desta invenção.

Em uma ou mais modalidades acima ou qualquer lugaraqui, o aço pode incluir cromo (Cr) . O cromo pode possuirum efeito forte em aumentar a dureza do aço sob esfriamentopor imersão direta. Sendo assim, o cromo é uma adição deliga mais barata do que o molibdênio para aperfeiçoar adureza e controlar a formação de ferrita excessiva nos açosda presente invenção, especialmente em aços sem boroadicionado. 0 cromo aperfeiçoa a resistência à corrosão eresistência à quebra induzida de hidrogênio (HIC). Similarao molibdênio, o cromo excessivo tende a provocar quebrafria em fundições, e tende a deteriorar a rigidez do aço eseu HAz, pelo que é preferível que o cromo seja adicionadoem um máximo de 1,0% em peso.

Em uma ou mais modalidades acima ou qualquer lugaraqui, o aço pode incluir níquel (Ni) . O níquel pode.aperfeiçoar a rigidez do aço de base bem como o HAZ. Ummínimo de 0,1% em peso e mais preferivelmente, um mínimo de0,3% em peso de níquel é necessário para produzir efeitobenéfico significativo sobre o HAZ e rigidez de aço debase. Embora não no mesmo grau das adições de manganês emolibdênio, a adição de níquel ao aço promove dureza e, porconseguinte, através de uniformidade de espessura emmicroestrutura e propriedades em seções espessas (20 mm emaior). Contudo, adições de níquel excessivas podemconferir capacidade de fundição de campo (provocando quebrafria), podem reduzir rigidez de HAZ ao estimularmicroestruturas duras, e podem aumentar o custo do aço. Porestas razões, o limite superior de níquel deveria ser deaproximadamente 1,0% em peso, de preferência inferior a1,0% em peso, e mais pref erivelmente inferior a 0,9% empeso. A adição de níquel é também eficaz para a prevençãode quebra de superfície induzida por cobre durante adiçãocontínua e laminação a quente. Níquel adicionado para estefim é de preferência maior do que aproximadamente 1/3 doconteúdo de cobre.

Em uma ou mais modalidades acima ou qualquer lugaraqui, o aço pode incluir cobre (Cu). O cobre podecontribuir para enrijecimento do aço através de aumento dadureza e através de enrijecimento de precipitação potenteatravés de precipitados de 6-cobre. Em quantidades maiselevadas, o cobre induz endurecimento de precipitaçãoexcessivo e se não adequadamente controlado, pode baixar a rigidez na placa de aço de base bem como no HAZ. Cobre maiselevado pode também provocar suscetibilidade a quebradurante adição de laje e laminação a quente, exigindo co-adições de níquel para mitigação. Por estas razões, quandoo cobre é adicionado, um limite superior de 1,0% em peso é preferido.

Em uma ou mais modalidades acima ou qualquer lugaraqui, o aço pode incluir vanádio (V). O vanádio possui umefeito substancialmente similar, mas não tão forte como onióbio. Contudo, a adição de vanádio produz um efeito admirável quando adicionado em combinação com nióbio. Oefeito combinado de vanádio e nióbio minimiza enormemente oamaciamento de HAZ durante fundição de entrada de calorelevada tal como fundição de juntas na fabricação detubulação condutora. Como o nióbio, vanádio excessivo podedegradar a rigidez tanto do aço de base quanto do HAZatravés de endurecimento de precipitação excessivo. Depreferência, menos do que 0,1% em peso ou maispreferivelmente menos do que 0,065% em peso de vanádio podeser adicionado.

Em uma ou mais modalidades acima ou qualquer lugaraqui, o aço pode incluir boro (B) . O boro pode aumentarenormemente a capacidade de dureza de aço de forma muitoeconômica e promover a formação de microestruturas de açode bainita inferior, martensita inferior mesmo nas seçõesespessas (>16 mm) . O boro permite o projeto de aços comliga inferior global e Pcm (parâmetro de capacidade defundição Pcm = % em peso de C + % em peso de Si/30 + (% empeso de Mn + % em peso de Cu + % em peso de Cr) /20 + % empeso de Ni/60 + % em peso de Mo/15 + % em peso de V/10 + 5x% em peso de B) e aperfeiçoa deste modo a resistência aamaciamento e a capacidade de fundição de HAZ. Adições deboro suprimem a formação de ferrita, bainita granular, efases de bainita superiores. Embora a supressão dos doisúltimos propicie rigidez aperfeiçoada, a supressão deferrita exige o balanceamento dos outros elementos de ligacom os métodos de processamento para compensar o efeitonegativo de boro sobre formação de ferrita. Amicroestrutura da presente invenção exige uma fração devolume crítica de fase de ferrita de grão fino, suave. Oboro em excesso de aproximadamente 0,002% em peso podepromover a formação de partículas de Fe23(C,B)6 que tornam omaterial mais suscetibilidade a quebra. Por conseguinte,quando o boro é adicionado, um limite superior de 0,002% empeso de boro é preferido. O boro também aumenta o efeito dedureza de molibdênio e nióbio.

Em uma ou mais modalidades acima ou qualquer lugaraqui, o aço pode incluir nitrogênio (N) . O nitrogênio podeinibir o engrossamento de grãos de austenita durante o re-aquecimento de laje e no HAZ ao formar precipitados de TiNe aperfeiçoar deste modo a rigidez a temperatura baixa demetal de base e HAZ. Se o nitrogênio for adicionado paraeste efeito, um mínimo de 0,0015% em peso de nitrogênio éadicionado. Contudo, muita adição de nitrogênio podeconduzir a nitrogênio livre excessivo no HAZ e degradar arigidez de HAZ. Por esta razão, o limite superior paranitrogênio é de preferência estabelecido em 0,010% em pesoou mais preferivelmente em 0,006% em peso.

Em uma ou mais modalidades acima e qualquer lugaraqui, o aço pode incluir magnésio (Mg) . 0 magnésionormalmente forma partículas de óxido finamente dispersas,que podem suprimir o engrossamento dos grãos e/ou promovera formação de ferrita intragranular no HAZ e, deste modo,aperfeiçoar a rigidez de HAZ. Pelo menos aprox 0,0001% empeso de Mg é desejável para que a adição de magnésio sejaeficaz. Contudo, se o teor de magnésio excederaproximadamente 0,006% em peso, óxidos grosseiros sãoformados e a rigidez do HAZ é deteriorada. Por conseguinte,se magnésio for adicionado, um limite superior de 0,006% empeso é preferido.

De preferência, os resíduos são minimizados. Porexemplo, o teor de enxofre (S) é de preferência inferior aaproximadamente 0,004% em peso. O teor de fósforo (P) é depreferência inferior a 0,015% em peso.

Métodos para produzir

Em uma ou mais modalidades, as composições descritassão produzidas de uma forma a obter uma dispersão fina deferrita de modo que o tamanho de domínio eficaz médio sejainferior a aproximadamente 5 micra e de preferênciainferior a 2 micra. A Figura 2 é um conjunto de diagramasesquemáticos que ilustram a formação de domínios de ferritaem camadas de austenita. A camada 200 é esfriada devagar(por exemplo, esfriamento a ar) através da regiãointercrítica para propiciar um ou mais domínios de ferrita210. A camada 200 é em seguida submetida a esfriamentoacelerado ao ambiente para desenvolver uma microestruturade fase dupla de ferita-martensita de sarrafo/DUB/LB 220.Conforme mostrado, uma dispersão muito fina de fase deferrita 210 é formada a partir da austenita 2 05 que emseguida permanece na microestrutura de aço final.

O tamanho de domínio conforme utilizado aqui serefere a unidades microestruturais que são separadas pordiferenças de orientação de cristal de pelo menos 10° eestas unidades são importantes ao controlar resistência defratura de corte. Domínios mais finos promovem melhorresistência à fratura de corte. Com uma dispersão deferrita fina, tanto a resistência de escoamento quanto arigidez de temperatura baixa podem ser excelentes emfornecer resistência de tração global da microestrutura decomposição em que a resistência de tração é principalmentedependente das frações de volume de fase de ferrita suave efases fortes.

Em uma ou mais modalidades, as composições descritassão produzidas de uma maneira que a quantidade de ferrita(total de ferrita fresca e deformada) seja de pelo menos20% em volume, mais preferivelmente 25% em volume e aindamais preferivelmente em 30% em volume. De preferência, aferrita é uniformemente dispersa através do aço e o tamanhode grão médio de ferrita do aço é não maior que 5 micra. Depreferência, a ferrita é uniformemente dispersa através doaço e o tamanho de grão médio de ferrita do aço é inferiora 4 micra, de preferência inferior a aproximadamente 3micra e ainda mais preferivelmente inferior aaproximadamente 2 micra.

Em uma ou mais modalidades acima ou qualquer lugaraqui, as composições descritas são produzidas de umamaneira que o tamanho de grão de austenita anterior eficaz(isto é, "espessura de camada") seja inferior aaproximadamente 10 pm. O tamanho de grão de austenitaanterior eficaz é a espessura média ou largura de camadasde austenita que é desenvolvida no final de laminação aquente medido junto com a direção de espessura da placa sobfinalização do esfriamento da placa a temperatura ambiente.

Por exemplo, o aço pode ser feito utilizando umprocesso de laminação de duas etapas. Em uma ou maismodalidades, um lingote/laje de aço pode ser formado deforma normal tal como através de um processo de uniãocontínua. O lingote/laje pode em seguida se re-aquecido auma temperatura dentro da faixa entre aproximadamente1.0 00° e aproximadamente 1.250°C. De preferência, a

temperatura de re-aquecimento é suficientemente elevadapara (i) homogeneizar substancialmente a laje de aço, (ii)dissolver substancialmente todo o carbureto e carbonitretosde nióbio e vanádio, quando presentes, na laje de aço, e(iii) estabelecer grãos de austenita inicial finos na lajede aço. A laje re-aquecida é em seguida laminada a quenteem um ou mais passes em uma redução que propiciaaproximadamente 3 0% e aproximadamente 7 0% de redução em umaprimeira faixa de temperatura em que a austenita re-cristaliza. Em seguida, o lingote reduzido é laminado aquente em um ou mais passes em uma segunda redução delaminação que propicia aproximadamente 40-80% de redução nasegunda e algo inferior faixa de temperatura em que aaustenita não re-cristaliza, mas acima do ponto detransformação de AR3. De preferência, a redução delaminação cumulativa abaixo da temperatura Tnr é de pelomenos 50%, mais preferivelmente pelo menos aproximadamente70%, ainda mais preferivelmente pelo menos 75%.

Para este processo de laminação de duas etapas, asegunda redução de laminação é finalizada em umatemperatura suficiente para produzir aço dentro de umaregião de austenita de fase única de modo que nenhumaferrita ou essencialmente nenhuma ferrita seja formada nofinal da laminação a quente. A temperatura de laminaçãofinal para este processo é acima de 760°C, de preferênciaacima de 780°C. Após isso, a placa laminada a quente éesfriada (por exemplo, a ar) a uma temperatura em ou acimade aproximadamente 500°C para induzir a austenita atransformação de ferrita seguida por um esfriamentoacelerado em uma taxa de pelo menos aproximadamente IO0Cpor segundo a uma temperatura de parada de esfriamento porimersão de aproximadamente 4OO°C até aproximadamentetemperatura ambiente em que nenhuma transformação adicionalpara ferrita possa ocorrer. Se a temperatura de parada deesfriamento acelerado for outra que não a temperaturaambiente, a placa de aço pode ser ainda esfriada atemperatura ambiente usando ar, por exemplo, da temperaturade parada de esfriamento acelerado. Este processamento éabreviado como processamento "DLQ".

Em uma ou mais modalidades acima ou qualquer lugaraqui, o aço pode ser feito utilizando um processo delaminação de três etapas. Por exemplo, o aço pode serpreparado ao formar um lingote/laje de aço de forma normaltal como através de um processo de união contínua. A laje ére-aquecida a uma temperatura dentro da faixa de 1.000° e1.250°C e laminada em um ou mais passes em uma primeiraredução que propicia aproximadamente 3 0% e aproximadamente70% de redução em uma primeira faixa de temperatura em quea austenita re-cristaliza. A laje reduzida é em seguidalaminada em um ou mais passes em uma segunda redução delaminação propiciando aproximadamente 4 0% e aproximadamente80% de redução em uma segunda e algo inferior faixa detemperatura quando a austenita não re-cristaliza, mas acimado Ar3. A laje é esfriada, utilizando ar, por exemplo, auma temperatura na faixa entre o Ar3 e Ar1 e laminada em umou mais passes em uma terceira redução de laminação deaproximadamente 15% a aproximadamente 25% em queaproximadamente 10% a aproximadamente 60% da austenitatransformou-se em ferrita. Após isso, o aço é esfriado demodo acelerado (por exemplo, esfriado a água) a uma razãode pelo menos IO0C por segundo, preferencialmente, a pelomenos aproximadamente 2O0C por segundo (por exemplo,"esfriamento acelerado") a partir da temperatura delaminação final até uma temperatura inferior a 400°C, emque nenhuma transformação para ferrita possa acontecer. Sedesejado, a placa de aço de resistência elevada, laminada,pode ser esfriada a temperatura ambiente no final destatemperatura de parada de esfriamento acelerado que utilizaar, por exemplo. Este processo é abreviado comoprocessamento "DPP".

Em uma ou mais modalidades acima ou qualquer lugaraqui, o aço pode ser feito utilizando um processo delaminação de três etapas que utiliza uma etapa deesfriamento por imersão atrasada (DLQ) para promover acinética de transformação de ferrita. Este processo éespecialmente útil para aços contendo boro. Em uma ou maismodalidades, o aço pode ser esfriado de modo lento em arambiente para permitir que a austenita se transforme emferrita seguindo a terceira etapa de laminação, conformedescrito acima no processamento DPP. A temperatura maisbaixa na qual esta etapa de esfriamento a ar ambiente (istoé, "esfriamento por imersão atrasada") é finalizada échamada de a temperatura "DLQ" . Em uma ou mais modalidades,a temperatura DLQ pode variar entre aproximadamente 5OO°C eaproximadamente 700°C. Em uma ou mais modalidades, atemperatura DLQ pode variar entre aproximadamente 500°C eaproximadamente 600°C. Por conseguinte, o esfriamento daplaca é acelerado por esfriamento por imersão (por exemplo,esfriamento a água) em uma faixa de pelo menos 1O°C porsegundo, de preferência aproximadamente 2O°C por segundo aaproximadamente 35°C por segundo, até uma temperatura deparada de esfriamento por imersão pré-selecionada. Em umaou mais modalidades, a temperatura de parada de esfriamentopor imersão pré-selecionada está entre aproximadamente4OO°C e aproximadamente temperatura ambiente. Em uma oumais modalidades, a temperatura de parada de esfriamentopor imersão pré-selecionada é de aproximadamente 390°C, ouaproximadamente 380°C, ou aproximadamente 370°C,aproximadamente 36O°C, ou aproximadamente 35O°C, ouaproximadamente 300°C, ou aproximadamente 250°C, ouaproximadamente 200°C, ou aproximadamente 150°C, ouaproximadamente 100°C, ou aproximadamente 5O0C. Esteprocesso é um híbrido entre o processamento DPP e oprocessamento DLQ descrito e conseqüentemente designadocomo "DPP+DLQ".

Não desejando ficar limitado pela teoria, acredita-seque a etapa de esfriamento por imersão pára a transformaçãode austenita-em-ferrita e sendo assim, determina a misturafinal de constituintes de microestrutura. A austenitarestante em seguida se transforma em bainita granular (GB), bainita superior (UB), bainita superior degenerada (DUB),bainita inferior (LB), martensita de sarrafo (LM) oumisturas destes. Todas estas fases são mais fortes do que aferrita e sendo assim uma microestrutura de composição maisforte é desenvolvida.

Alguma austenita residual pode ser retida,entretanto, na microestrutura final na forma de películasna maior parte nos limites de estruturas de sarrafo taiscomo DUB e LM. Além disso, o aço pode incluir algumaferrita deformada (por exemplo, ferrita que se submete adeformação devido à laminação após sua formação). A ferritadeformada pode aumentar a resistência de escoamento semconferir significativamente rigidez da microestrutura decomposição global. Sendo assim, as propriedades físicas damicroestrutura podem ser aperfeiçoadas devido à presença deferrita deformada. Em uma ou mais modalidades, a quantidadede ferrita deformada, quando presente, pode variar entreaproximadamente 10% e aproximadamente 50% da estrutura deferrita.

Utilizações finais

Conforme mencionado acima, o aço é especificamenteútil como um precursor para produzir tubulação condutora. Oaço pode também ser utilizado para estruturas em alto-marque incluem elevadores, instalações de produção de petróleoe gás, instalações de produção de químicos, construçãonaval, fabricação automotiva, fabricação aérea e geração deenergia. Uma utilização específica é para recipientes depressão.

Durante a fabricação de tubulação condutora, a placade aço precursora é primeiro dobrada por uma prensa demoinho em um formato em "U" e em seguida dobrada ainda emum formato em "O" . Neste estágio, a tubulação é soldada nasjunções. A tubulação de formato oval é em seguida deformadaem um cilindro redondo acabado. Este processo de fabricaçãode tubulação é conhecido como o processo "UOE" e é atécnica mais comumente utilizada para fabricação detubulação condutora de resistência elevada.

Exemplos;

A discussão anterior pode ser ainda descrita mediantereferência aos exemplos não limitantes que se seguem.

Doze precursores de aço (Exemplos 1-12) forampreparados a partir de aquecimentos que possuem ascomposições químicas mostradas na Tabela 1. Cada precursorfoi preparado por fundição de indução a vácuo deaquecimentos de 300 kg e fundição em lingotes ou porutilização de uma fornalha de oxigênio básica industrial de300 toneladas e fundição contínua em lajes de aço. Oslingotes foram preparados de acordo com as condições deprocesso específicas resumidas na Tabela II. Certas placasde aço foram preparadas a partir dos precursores de aço daTabela I. A Tabela II registra a espessura final epropriedades mecânicas daquelas placas de aço. Nas tabelas,um traço indica que não há dados disponíveis.

Tabela I: Composições químicas (% em peso)

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*ppm

Tabela II: Condições de processamento

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Tabela III: Propriedades mecânicas de precursores de aço

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*medida na direção transversa

As propriedades mecânicas registradas na Tabela IIIforam medidas de acordo com procedimentos padrão bemconhecidos na técnica. As microestruturas de certosexemplos registrados na Tabela III foram caracterizadasutilizando técnicas SEM e TEM. As regiões investigadasforam próximas à superfície, em localizações a um quarto daespessura e a meio da espessura. A análise focalizou emidentificação de fase e constituinte e em quantificação dafração de volume de ferrita.

A fração de volume de fase de ferrita foiquantificada por análise de imagem utilizando umacombinação de imagens SEM e TEM provenientes de regiões aum quarto da espessura. As imagens SEM possuíam umamagnitude de l.OOOx e 3.000x, e as imagens TEM possuíam umamagnitude de 17.000x. Uma vez que existe alguma ambigüidadena análise SEM de fase de ferrita devido a uma estrutura edistribuição de escala fina, TEM foi a técnica críticautilizada para avaliar fração de volume de ferrita. Secomparada a outras fases nos aços, a ferrita pode serprontamente identificada no TEM por sua aparênciarelativamente clara, estrutura granular com número dedeslocamentos relativamente muito baixo. Por conseguinte,um conjunto de 10 imagens TEM foi obtido de regiõesadjacentes do espécime de lâmina fina do aço examinado eestas imagens foram utilizadas para calcular a fração deárea média de ferrita. Não desejando ser limitado pelateoria, acredita-se que esta fração de área médiarepresente a fração de volume de ferrita no aço. A fraçãode volume de ferrita proveniente da localização deespessura é registrada na Tabela III.

A Figura 3A é um micrográfico de microscópioeletrônico de varredura (SEM) que mostra a micrografia decomposição do Exemplo 4 feita de acordo com o processo Ε. AFigura 3B é um micrográfico de microscópio eletrônico detransmissão (TEM) que mostra os domínios de ferritamostrados na Figura 3A. Estes micrográficos representam asdistribuições uniformes, finas dos constituintesmicroestruturais no aço de fase dupla processado de acordocom as modalidades descritas. Certos domínios de ferrita310, domínios de bainita superior degenerada (DUB) 320, edomínios de martensita de sarrafo (LM) 330 sãoidentificados na Figura 3A. Conforme mostrado na figura 3B,os domínios de ferrita, fina, 310 foram inferiores aaproximadamente um mícron em largura.

Certas modalidades e características foram descritasutilizando um conjunto de limites superiores numéricos e umconjunto de limites inferiores numéricos. Deveria serobservado que faixas entre qualquer limite inferior equalquer limite superior são contempladas, a não ser que deoutra forma indicado. Certos limites inferiores, limitessuperiores e faixas aparecem em uma ou mais reivindicaçõesabaixo. Todos os valores numéricos são "aproximados" ou"aproximadamente" o valor indicado, e levam em consideraçãoerro experimental e variações que deveriam ser esperadaspor uma pessoa versada na técnica.

Diversos termos foram definidos acima. Para o caso deum termo utilizado em uma reivindicação não ser definidoacima, deveria ser dada a definição mais ampla que aspessoas na técnica pertinente deram ao mesmo como refletidoem pelo menos uma publicação impressa ou patentedepositada. Além disso, todas as patentes, procedimentos deteste, e outros documentos citados neste pedido de patentesão plenamente incorporados mediante referência desde quetal descrição não seja inconsistente com este pedido depatente e para todas as jurisdições nas quais aincorporação seja permitida.

Embora o precedente seja direcionado a modalidades dapresente invenção, outras e adicionais modalidades dainvenção podem ser observadas sem divergir do âmbito básicoda mesma, e o âmbito da mesma ser determinado pelasreivindicações que se seguem.

Claims

1. Aço de fase dupla, de resistência elevada com umaresistência de tração de aproximadamente 900 MPa ou mais,uma razão de escoamento baixa de aproximadamente 0,85 oumenos em uma direção longitudinal, e uma rigidez Charpy-V-Notch a -40°C que excede aproximadamente 120 J ou mais nadireção transversa, caracterizado por compreender:carbono em uma quantidade entre aproximadamente 0,03%em peso e aproximadamente 0,12% em peso;níquel em uma quantidade entre aproximadamente 0,1%em peso e menor do que 1,0% em peso;nióbio em uma quantidade entre aproximadamente 0,005%em peso e aproximadamente 0,05% em peso;titânio em uma quantidade entre aproximadamente-0,005% em peso e aproximadamente 0,03% em peso;molibdênio em uma quantidade entre aproximadamente-0,1% em peso e aproximadamente 0,6% em peso; emanganês em uma quantidade entre aproximadamente 0,5%em peso e aproximadamente 2,5% em peso;uma primeira fase que consiste essencialmente emferrita de grão fino, em que o aço compreende entreaproximadamente 10% em volume e aproximadamente 6 0% emvolume da primeira fase, e a primeira fase inclui umtamanho de grão médio de ferrita de aproximadamente 5 micraou menos; euma segunda fase que compreende: martensita de grãofino, bainita inferior de grão fino, bainita granular degrão fino, bainita superior degenerada de grão fino, ouqualquer mistura destes, onde o aço compreende entreaproximadamente 4 0% em volume e aproximadamente 90% emvolume da segunda fase.

2. Aço, de acordo com a reivindicação 1,caracterizado pelo fato do aço compreender ainda cobre emuma quantidade de aproximadamente 1,0% em peso ou menos.

3. Aço, de acordo com a reivindicação 1,caracterizado pelo fato do aço compreender ainda cromo emuma quantidade de aproximadamente 1,0% em peso ou menos.

4. Aço, de acordo com a reivindicação 1,caracterizado pelo fato do aço compreender ainda cálcio emuma quantidade de aproximadamente 0,01% em peso ou menos.

5. Aço, de acordo com a reivindicação 1,caracterizado pelo fato da primeira fase compreender menosdo que aproximadamente 50% em volume de ferrita trabalhada.

6. Aço, de acordo com a reivindicação 1,caracterizado pelo fato do aço de fase dupla ser umprecursor para uma placa de aço que possui uma espessuraentre aproximadamente 10 mm e aproximadamente 25 mm.

7. Aço, de acordo com a reivindicação 1,caracterizado pelo fato do aço de fase dupla compreender osseguintes elementos opcionais, em peso: até aproximadamente 0,1% de vanádio;até aproximadamente 0,002% de boro;até aproximadamente 1,0% de cromo;até aproximadamente 0,006% de magnésio;até aproximadamente 0,010% de nitrogênio;até aproximadamente 0,5% de silício;até aproximadamente 1,0% de cobre;até aproximadamente 0,06% de alumínio;até aproximadamente 0,015% de fósforo; eaté aproximadamente 0,004% de enxofre.

8. Método para preparar uma placa de aço com umaresistência de tração de aproximadamente 900 MPa ou mais,uma razão de escoamento baixa de aproximadamente 0,85 oumenos em uma direção longitudinal, e uma rigidez Charpy-V-Notch a -4O°C que excede aproximadamente 120 J ou mais nadireção transversa, caracterizado por compreender:aquecer uma laje de aço até uma temperatura de re-aquecimento entre aproximadamente 1.000°C e aproximadamente-1.250°C para propiciar uma laje de aço que consistaessencialmente em uma fase de austenita;reduzir a laje de aço para formar a placa de aço emum ou mais passes de laminação a quente em uma primeiratemperatura suficiente para re-cristalizar a fase deaustenita;reduzir a placa de aço em um ou mais passes delaminação a quente em uma segunda faixa de temperaturaabaixo da primeira temperatura em uma temperatura em que aaustenita não re-cristalize e acima da temperatura detransformação de Ar3;esfriar a placa de aço em ar ambiente até umatemperatura acima de aproximadamente 5OO0C; eesfriar por imersão a placa de aço a uma taxa deesfriamento de pelo menos IO0C por segundo até umatemperatura de parada de esfriamento por imersão pré-selecionado.

9. Método, de acordo com a reivindicação 8,caracterizada pelo fato de que no esfriamento em etapa dear ambiente, a placa de aço é esfriada até uma temperaturaentre aproximadamente 500°C e aproximadamente 650°C.

10. Método, de acordo com a reivindicação 8,caracterizada pelo fato da placa de aço compreender umtamanho de grão médio de ferrita de aproximadamente 5 micraou menos.

11. Método, de acordo com a reivindicação 8,caracterizada pelo fato da placa de aço compreender umtamanho de grão de austenita anterior de aproximadamente 10micra ou menos.

12. Método, de acordo com a reivindicação 8,caracterizada pelo fato de que a temperatura de parada deesfriamento por imersão pré-selecionada está entreaproximadamente 4OO0C e aproximadamente temperaturaambiente.

13. Método, de acordo com a reivindicação 8,caracterizada pelo fato de que a temperatura de parada deesfriamento por imersão pré-selecionada está entreaproximadamente 2OO0C e aproximadamente 4OO0C.

14. Placa de aço com uma resistência elevada com umaresistência de tração de aproximadamente 900 MPa ou mais,uma razão de escoamento baixa de aproximadamente 0,85 oumenos em uma direção longitudinal, e uma rigidez Charpy-V-Notch a -40°C que excede aproximadamente 120 J ou mais nadireção transversa, que compreende entre aproximadamente10% em volume e aproximadamente 6 0% em volume de umaprimeira fase que se constitui essencialmente de ferrita degrão fino, entre aproximadamente 4 0% em volume eaproximadamente 90% em volume de uma segunda fase quecompreende martensita de grão fino, bainita inferior degrão fino, bainita granular de grão fino, bainita superiordegenerada de grão fino, ou qualquer mistura destes,caracterizado por ser produzido por um método quecompreende as etapas de:aquecer uma laje de aço até uma temperatura de re-aquecimento entre aproximadamente I-OOO0C e aproximadamente-1.250°C para propiciar uma laje de aço que consistaessencialmente em uma fase de austenita;reduzir a laje de aço para formar a placa de aço emum ou mais passes de laminação a quente em uma primeiratemperatura suficiente para re-cristalizar a fase deaustenita;reduzir a placa de aço em um ou mais passes delaminação a quente em uma segunda faixa de temperaturaabaixo da primeira temperatura em uma temperatura em que aaustenita não re-cristalize e acima da temperatura detransformação de Ar3;reduzir ainda a placa de aço em um ou mais passes delaminação a quente em uma terceira faixa de temperaturaentre aproximadamente a temperatura de transformação de Ar3e aproximadamente a temperatura de transformação de Ari; eesfriar por imersão a placa de aço a uma taxa deesfriamento de pelo menos IO0C por segundo até umatemperatura de parada de esfriamento por imersão pré-selecionado.

15. Placa de aço, de acordo com a reivindicação 14,caracterizada pelo fato da temperatura de parada deesfriamento por imersão pré-selecionada estar entreaproximadamente 4OO°C e aproximadamente temperaturaambiente.

16. Placa de aço, de acordo com a reivindicação 14,caracterizada pelo fato de compreender ainda esfriar aplaca de aço em ar ambiente após as etapas de laminação aquente até uma temperatura não inferior a aproximadamente-500°C antes de esfriar por imersão a placa de aço até atemperatura de parada de esfriamento por imersão pré-selecionada.

17. Placa de aço, de acordo com a reivindicação 16,caracterizada pelo fato de que no esfriamento em etapa dear ambiente a placa de aço é esfriada até uma temperaturaentre aproximadamente 500°C e aproximadamente 650°C antesde esfriar por imersão a placa de aço até temperatura deparada de esfriamento por imersão pré-selecionada.

18. Placa de aço, de acordo com a reivindicação 14,caracterizada pelo fato da placa de aço compreender umtamanho de grão médio de ferrita de aproximadamente 5 micraou menos e um tamanho de grão de austenita anterior deaproximadamente 10 micra ou menos.

19. Placa de aço, de acordo com a reivindicação 14,caracterizada pelo fato de compreender ainda formar a placade aço dentro da tubulação.

20. Placa de aço, de acordo com a reivindicação 14,caracterizada pelo fato de compreender ainda formar a placade aço dentro da tubulação condutora utilizando uma técnicaUOE.