BRPI0618491A2 - placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo um limite de escoamento de 450 mpa ou maior e limite de resistência à tração de 570 mpa ou maior, e processo para produção da mesma - Google Patents

Abstract

PLACA DE AçO DE ALTA TENSãO DE BAIXA ANISOTROPIA ACúSTICA E ALTA SOLDABILIDADE TENDO UM LIMITE DE ESCOAMENTO DE 450 MPA OU MAIOR E LIMITE DE RESISTêNCIA à TRAçãO DE 570 MPA OU MAIOR, E PROCESSO PARA PRODUçãO DA MESMA. A presente invenção refere-se a uma placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior e um processo para produção de placa de aço são providos. O aço tem um teor de Si de 0,10% ou menos, pelo que obtendo uma razão em volume de ilha de martensita de 3% ou menos, contém Nb <242> O,025% e Ti <242> 0,005% de modo a satisfazer 0,045% <243> [Nb] + 2 x [Ti] <243> 0,105%, contém Nb, Ti,C e N em faixas de modo que o valor de A = ([Nb] + 2 x [Ti]) x ([C] + [N] x 12/14) é 0,0022 a 0,0055, e tem uma estrutura de aço onde a razão em volume de bainita é 30% ou mais e razão em volume de pearlita é menos que 5%.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "PLACA DE AÇO DE ALTA TENSÃO DE BAIXA ANISOTROPIA ACÚSTICA E ALTA SOLDABILIDADE TENDO UM LIMITE DE ESCOAMENTO DE 450 MPA OU MAIOR E LIMITE DE RESISTÊNCIA À TRAÇÃO DE 570 MPA OU MAIOR, E PROCESSO PARA PRODUÇÃO DA MESMA".

Campo da Invenção

A presente invenção refere-se a uma placa de aço de alta ten- são de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de escoa- mento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior, e um processo para produção de placa de aço que permita produção com alta produtividade sem necessidade de tratamento térmico fora de linha.

A placa de aço da invenção é usada na forma de uma placa de aço espessa nos membros estruturais de estruturas soldadas tais como pontes, navios, construções, estruturas marinhas, vasos de pressão, tubo de pressão, tubu- lações e similares.

Descrição da Técnica Relacionada

As placas de aço de alta tensão na classe de limite de resistên- cia à tração de 570 MPa e acima pretendidas para uso nos membros estru- turais de estruturas soldadas como pontes, navios, construções, estruturas marinhas, vasos de pressão, tubo de pressão, tubulações e similares preci- sam sobressair não somente em resistência mas também em rigidez e sol- dabilidade, e particularmente, em anos recentes têm sido crescentemente requeridas oferecerem boa soldabilidade sob alto fornecimento de calor. Esforços para aperfeiçoar as propriedades das placas têm continuado por muitos anos.

Tecnologias relacionadas à composição e condições de produ- ção de tais placas de aço são ensinadas, por exemplo, por publicação de patente Japonesa (A) Nqs S53-119219 e H01-149923. Nos processos usa- dos para produzir estas placas de aço, laminação é seguida por tratamento térmico fora de linha que envolve reaquecimento - endurecimento, plus adi- cional reaquecimento (têmpera). Ainda, publicação de patente Japonesa (A) Nqs S52-081014, S63-033521 e H02-205627, por exemplo, mostram inven- ções relacionadas a produção através do assim chamado endurecimento direto, no qual a placa de aço é endurecida em linha após laminação. Em ambos, no caso de reaquecimento - endurecimento e o caso de endureci- mento direto, tratamento térmico de têmpera fora de linha é necessário. De modo a aumentar produtividade, entretanto, é preferível usar o assim cha- mado processo de produção como-laminado que também omite tratamento térmico de têmpera e não requer tratamento térmico fora de linha.

Um número de invenções de processos de produção tal como saem do Iaminador foi publicado, incluindo, por exemplo, aquelas ensinadas por publicação de patente Japonesa (A) Nes S54-021917, S54-071714, 2001-064723 e 2001-064728. Estas referem-se ao processo de resfriamento acelerado interrompido no qual resfriamento acelerado após laminação é terminado no meio do caminho. Este processo tem por alvo eliminação de reaquecimento (têmpera) através de uso de acelerado resfriamento para rapidamente resfriar para abaixo de temperatura de transformação e pelo que obter uma estrutura de aço endurecido e então, enquanto a temperatura de pós-transformação ainda é relativamente alta, terminando o resfriamento com água para desviar para resfriamento lento e realizar o efeito de têmpera do lento resfriamento.

Além disso, a invenção ensinada por publicação de patente Ja- ponesa (A) Nq 2002-088413 refere-se ao uso do processo de resfriamento acelerado interrompido para fabricação de uma placa de aço de alta tensão com limite de resistência à tração na classe de 570 MPa ou maior.

Ainda, publicação de patente Japonesa (A) N9 2002-0539912 ensina uma invenção relacionado-se a um processo como - laminado que também omite resfriamento com água após laminação.

Em adição, publicação de patente Japonesa (A) N9 2005-126819 ensina uma invenção relacionando-se a um processo de uso de processo de resfriamento acelerado interrompido para produzir uma placa de aço de alta tensão que tem limite de resistência à tração na classe de 570 MPa ou maior e é baixa em anisotropia acústica e excelente em soldabilidade. Sumário da Invenção

Entretanto, as invenções ensinadas pela publicação de patente Japonesa (A) Nqs S53-119219, H01-149923, S52-081014, S63-033521 e H02-205627 são inevitavelmente inferiores em produtividade devido à ne- cessidade de tratamento térmico fora de linha.

Embora as invenções da publicação de patente Japonesa (A) Nes S54-021917, S54-071714, 2001-064723 e 2001-064728 tentem superar o assunto de baixa produtividade através de utilização de processo de pro- dução como-laminado que elimina a necessidade de tratamento térmico fora de linha através de omissão de tratamento térmico de têmpera, mesmo elas não podem ser ditas obterem alta produtividade devido ao fato de que a Ia- minação controlada em uma temperatura relativamente baixa que elas re- querem para obter rigidez e resistência envolve um tempo de espera de temperatura porque a temperatura de acabamento de laminação é ao redor de 800°C. Além disso, particularmente em uma aplicação onde o produto é para ser usado em uma ponte, construção ou semelhante, a anisotropia a- cústica tem de ser minimizada devido seu efeito adverso sobre a precisão de testes de feixe de ângulo ultrassônico de soldas. Entretanto, uma vez que a laminação controlada com uma temperatura de acabamento ao redor de 800°C forma uma textura, a anisotropia acústica da placa de aço é muito grande, de modo que estas tecnologias da técnica anterior são sempre a- propriadas para tais aplicações.

A invenção mostrada na publicação de patente Japonesa men- cionada anteriormente (A) N9 2002-088413 afirma que V contribui para endu- recimento de precipitação mesmo no estágio de resfriamento lento após in- terrupção de resfriamento acelerado. Mas, como explicado ainda depois, os estudos dos inventores verificaram que a taxa de precipitação de V é mais lenta que aquela de Nb e Ti no estágio de resfriamento lento após interrup- ção de resfriamento acelerado. Os inventores assim aprenderam que V não é tão efetivo para endurecimento de aço e concluíram que a composição proposta pela invenção não assegura necessariamente consistente resistência. A invenção da publicação de patente Japonesa mencionada anteriormente (A) N9 2002-0539912 não experimenta grande anisotropia acús- tica porque ela não conduz laminação controlada em uma baixa temperatu- ra. Como uma compensação, entretanto, ela tem um problema de pobre e- conomia devido a, por exemplo, a adição de grandes quantidades de ele- mentos de formação de liga, como Cu, Ni, e Mn, de modo a manter resistência.

A invenção da publicação de patente Japonesa anterior (A) N2 2005-126819 ('819) foi realizada pelos presentes inventores. A invenção '819 torna possível produzir uma placa de aço de alta tensão que tem limite de resistência à tração na classe de 570 MPa ou maior e é baixa em aniso- tropia acústica e alta em soldabilidade através de utilização de um processo de produção com a premissa de uso de uma composição econômica baixa em elementos de formação de liga em combinação com o processo de res- friamento acelerado interrompido de alta produtividade. Entretanto, ainda pesquisa mostrou que no caso de aço espesso tendo uma espessura de placa de 30 a 100 mm, a invenção '819 não é sempre capaz de obter a de- sejada limite de escoamento de 450 MPa ou maior, particularmente no cen- tro da placa na direção de espessura. As cargas limites originais e resistên- cias à tração dos exemplos mostrados nas Tabelas 3 e 4 de '819 foram re- sultados obtidos pelos inventores através de testes de tração realizados so- bre peças de teste de tração amostradas na região de espessura de placa Va (região de Va t). Entretanto, a placa de aço da presente invenção é pretendi- da para uso na forma de placa de aço espessa em membros estruturais de estruturas soldadas tais como pontes, navios, construções, estruturas mari- nhas, vasos de pressão, tubos de pressão, tubulações e similares. Como tal, é claro, é desejável para a mesma ter um limite de escoamento de 450 MPa ou maior não somente na região de Va t mas também na região de centro de espessura.

O objetivo da presente invenção é por isso prover uma placa de aço de alta tração de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior, inclusive na região de centro de espessura de placa de um aço espesso tendo uma espessura de placa de 30 a 100 mm, cuja placa de aço de alta tração é pressuposta de uso de uma composição eco- nômica baixa em elementos de formação de liga em combinação com o pro- cesso de resfriamento acelerado interrompido de alta produtividade, e um processo para produção da placa de aço. Deve ser notado que a presente invenção não é limitada a placas de aço tendo uma espessura de 30 mm ou maior mas cobre placas de aço produzidas através do processo de produção de placas de aço caindo na faixa de 6 mm a 100 mm.

A presente invenção é uma invenção de aperfeiçoamento base- ada na invenção mostrada em '819 que ainda focaliza sobre o limite de es- coamento no centro de espessura de um aço espesso. Os antecedentes da presente invenção serão por isso explicados no que se segue com referên- cia aos antecedentes da invenção de '819 onde apropriado.

Embora um número de meios sejam disponíveis para enrijeci- mento de aço de alta tração, o processo de utilização de efeito de endureci- mento de precipitação de carbetos, nitretos de Nb, V, Ti, Mo e Cr e similares permite enrijecimento com uma quantidade relativamente pequena de com- ponentes de formação de liga. Quando este processo é usado, é importante para obtenção de abundante endurecimento de precipitação formar precipi- tados que sejam coerentes com a matriz.

No processo de resfriamento acelerado interrompido conduzido após laminação, o resfriamento acelerado transforma a estrutura de aço aus- tenítica no momento de laminação em uma estrutura matriz bainita, ferrita ou outra tal como ferrítica. Após a transformação, os precipitados que precipita- ram na austenita a partir de antes de laminação ou o resfriamento acelerado perdem sua coerência com a matriz e são reduzidos em efeitos de enrijeci- mento. Além disso, precipitados que precipitam em um estágio inicial da la- minação aumentam e degradam rigidez. Isto torna importante suprimir preci- pitação de precipitados durante laminação e antes de resfriamento acelerado e maximizar precipitação na estrutura bainitica ou ferrítica no estágio do res- friamento lento seguindo término do resfriamento acelerado. No processo de refino térmico convencional de condução de tratamento de reaquecimento (têmpera) após resfriamento com água, considerável endurecimento de pre- cipitação pode ser obtido devido à facilidade de obtenção de temperatura e tempo para a precipitação. Em contraste, o processo de resfriamento acele- rado interrompido, que não conduz reaquecimento (têmpera), é geralmente desvantajoso do ponto de vista de endurecimento de precipitação porque, não obstante de precipitação poder ser esperada durante o resfriamento len- to seguindo término de resfriamento acelerado, a temperatura e tempo para precipitação são ambos restritos devido ao fato de que a temperatura de término de resfriamento acelerado tem de ser mantida um pouco baixa de modo a obter uma estrutura endurecida. Como explicado anteriormente, es- tas circunstâncias significam que embora o processo como-laminado seja de alta produtividade, ele não pode obter a mesma resistência como o processo de refino térmico convencional outro que não através de uso abundante de elementos de formação de liga ou conduzindo laminação controlada em uma baixa temperatura.

Os inventores por isso realizaram um estudo extensivo em bus- ca de um processo que, enquanto pressuposto sobre o processo de resfria- mento acelerado interrompido de alta produtividade, é capaz de obter alta resistência sem pesada adição de elementos de formação de liga ou lamina- ção controlada de baixa temperatura, particularmente um tal processo que explora endurecimento de precipitação ao máximo.

Primeiro, de modo a verificar o comportamento de precipitação no processo de resfriamento lento seguindo término de resfriamento acele- rado, eles realizaram uma investigação detalhada em como a taxa de preci- pitação dos carbetos, nitretos e carbonitretos de elementos formadores de liga individuais em estrutura bainítica ou ferrítica ou uma sua estrutura mista e a quantidade de endurecimento de precipitação são relacionados a tempe- ratura e tempo de retenção. Como um resultado, eles aprenderam que em estrutura bainítica ou ferrítica ou uma sua estrutura mista, carbonitreto de Nb e carbeto de Ti precipitam em uma taxa de precipitação mais rápida que V e outros elementos, que eles produzem grande quantidade de endurecimento porque eles são coerentes com a matriz, e que sua taxa de precipitação é alta e quantidade de endurecimento é grande particularmente na faixa de temperatura de 600°C a 700°C. Em adição, os inventores aprenderam que quando Nb e Ti, ou Nb, Ti e Mo, são usados juntos e precipitados em combi- nação, um efeito sinergístico é produzido que obtém grande endurecimento de precipitação através de permissão de fina dispersão de precipitados coe- rentes com a matriz mesmo com curto tempo de retenção.

Entretanto, quando as quantidades de Nb e Ti adicionadas são excessivas, os precipitados tendem a engrossar para tornar o número de precipitados menor antes que maior, pelo que a quantidade de endurecimen- to de precipitação diminui. Além disso, a taxa de precipitação e a morfologia dos precipitados de carbeto, nitreto e carbonitreto de Nb e Ti na austenita ou ferrita são grandemente afetadas pelas quantidades de Nb e Ti adicionadas e as quantidades de C e N. Através de condução de vários experimentos e análises, os inventores aprenderam que as taxas de precipitação e morfolo- gias dos carbetos, nitretos e carbonitretos de Nb e Ti podem ser puramente expressas por Parâmetro A = ([Nb] + 2 χ [Ti]) X ([C] + [Ν] χ 12/14) e que a- través de controle deste valor dentro de uma certa faixa, é possível suprimir precipitação durante laminação enquanto obtendo adequadamente precipi- tação fina durante resfriamento lento após término de resfriamento com água no meio do caminho. Em outras palavras, as quantidades de C e N adicio- nadas precisam ser reduzidas em proporção quando as quantidades de Nb e Ti adicionadas são maiores. Quando valor de A é muito pequeno, a taxa de precipitação na ferrita é lenta e adequado endurecimento de precipitação não pode ser obtido. Quando o valor de A é muito grande, a taxa de precipi- tação de carbetos, nitretos e carbonitretos na austenita é muito rápida, o que faz com que o precipitado engrosse e torna a quantidade de precipitação coerente durante o resfriamento lento seguindo término de resfriamento ace- lerado deficiente, de modo que a quantidade de endurecimento de precipita- ção é também baixa neste caso.

A estrutura de aço também afeta fortemente estes efeitos de endurecimento de precipitação. Uma estrutura bainítica mantém densidade de deslocamento e outras estruturas trabalhadas melhor que uma ferrita. A presença de abundantes deslocamentos, bandas de deformação e outros sítios de precipitação nas estruturas trabalhadas é altamente efetiva para promoção de fina precipitação coerente. Um estudo conduzido pelos inven- tores mostrou que para obtenção de suficiente resistência é necessário es- tabelecer uma fase simples bainita ou uma estrutura mista de bainita e ferrita compreendendo 30% ou mais de bainita em volume. Quando pearlita está presente, carbetos, nitretos e carbonitretos de Nb e Ti precipitam no limite de fase pearlita para diminuir o desejado efeito de endurecimento, de modo que não somente torna-se difícil obter uma resistência tração de 570 MPa mas rigidez e similares também são diminuídas. Embora pearlita por isso tenha de ser reduzida ao máximo possível, estes efeitos adversos são mínimos em um teor de menos que 5% em volume, assim esta é a faixa permissível.

Os inventores a seguir conduziram um estudo com relação a específicas condições de produção para obtenção de máximo efeito de en- durecimento de precipitação. Suas verificações foram como se segue.

A presente invenção proporciona resistência tirando máxima vantagem de endurecimento de precipitação através de Nb, Ti e similares no; processo de resfriamento acelerado interrompido seguindo laminação e por isso requer Nb e Ti serem suficientemente dissolvidos em solução sólida durante aquecimento do lingote ou chapa antes de laminação. Entretanto, foi verificado que Nb e Ti tendem a dissolver menos facilmente durante aqueci- mento quando co-presentes do que quando presentes independentemente, de modo que eles necessariamente não dissolvem inteiramente sob aqueci- mento na temperatura de solução antecipada de seus respectivos produtos de solubilidade e similares. Os inventores investigaram a temperatura de aquecimento e estados de solução sólida de Nb e Ti do aço da invenção e fizeram uma análise detalhada particularmente da relação entre o valor A mencionado anteriormente e os estados de solução sólida de Nb e Ti. Como um resultado, eles chegaram à conclusão de que Nb e Ti podem ser inteira- mente dissolvidos tornando a temperatura de aquecimento do lingote ou chapa maior que a temperatura T (°C) calculada pela seguinte expressão condicional incluindo o valor A:

T = 6300/(1,9-LogA)-273,

onde A = ([Nb] + 2 χ [Ti]) χ ([C] + [Ν] X 12/14) e [Nb], [Ti], [C] e [N] represen- tam os teores de Nb, Ti, C e N expressos em % em massa.

Log A é um Iogaritmo comum.

Precipitação de Nb e Ti no estágio de laminação é promovida pela deformação de laminação, enquanto as condições de laminação na re- gião de alta temperatura de austenita, as assim chamadas condições áspe- ras, acentuadamente afetam o efeito de endurecimento de precipitação final. Especificamente, os requisitos para supressão de precipitação durante lami- nação são para acabamento de aspereza na faixa de temperatura de 1020°C ou maior e evitar laminação na faixa de temperatura menor que 1020°C e maior que 920°C tanto quanto possível. Entretanto, se toda lami- nação deve ser acabada na faixa de temperatura de 1020°C ou maior, a re- cuperação e recristalização podem deixar quase nenhuma estrutura traba- lhada após resfriamento acelerado interrompido, de modo que adequado endurecimento de precipitação pode ser impossível devido à presença de muito poucos deslocamentos, bandas de deformação e outros sítios de pre- cipitação. Uma condição essencial é, por isso, conduzir laminação necessá- ria e suficiente na região não-recristalizada e conduzir resfriamento acelera- do imediatamente após a laminação. Especificamente, laminação relativa- mente leve de uma redução total de 20 a 50% é conduzida em uma faixa limitada entre 920°C e 860°C. Como a deformação de laminação não se tor- na excessivamente grande durante esta condição, desnecessária precipita- ção de Nb e Ti é inibida e uma forte textura não é formada. Anisotropia acús- tica por isso não se torna grande. Em adição, a quantidade requerida de de- formação de laminação pode ser mantida porque suficientes sítios de preci- pitação permanecem mesmo após término de resfriamento acelerado.

A temperatura de término de resfriamento acelerado do proces- so de resfriamento acelerado interrompido é feita 600 a 700°C para facilitar precipitação de Nb e Ti, mas de modo a obter uma estrutura de aço compre- endendo 30% ou mais de bainita em volume mesmo em uma tal alta tempe- ratura de término, a composição do aço é limitada à específica faixa mostra- da abaixo e a velocidade de resfriamento no resfriamento é requerida estar entre 2°C/s e 30°C/s.

O conhecimento adquirido pelos inventores oferece uma abor- dagem recente na qual precipitação de carbetos e carbonitretos de Nb e Ti é controlada em linha a partir de durante laminação, incluindo laminação na região de alta temperatura, através de resfriamento acelerado e resfriamento lento seguindo término de resfriamento acelerado, pelo que endurecimento de precipitação em par com ou superior àquele através de convencional pro- cesso de refino térmico é obtido através de processo de resfriamento acele- rado interrompido sem necessidade de tratamento térmico fora de linha.

Ainda, de acordo com este processo de produção, o parâmetro de rachadura de solda para composição de aço Pcm (Pcm = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20 + [Mo]/15 + [V]/10 + 5[B], onde [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] e [B] representa os teores de C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, VeB expressos em % em massa) pode ser mantido baixo, isto é, Pcm < 0,18, para prover um aço de alta tração com limite de resistência à tração na classe de 570 MPa ou maior que tem excelente soldabilidade ca- racterizado por alta rigidez de zona afetada por calor de solda mesmo em grande entrada de calor.

Os inventores a seguir conduziram a seguir um estudo com rela- ção ao problema experimentado pela invenção de '819 de um declínio em limite de escoamento na região de centro de espessura de aço espesso da ordem de 30 a 100 mm de espessura. Eles produziram aços das composi- ções mostradas na Tabela 1, processaram as chapas obtidas em placas de espessura de 50 mm sob as condições de produção mostradas na Tabela 2, peças testes amostradas na região de espessura 1A (região de % t) e região de espessura central (t Vz), e mediram seu limite de escoamento e limite de resistência à tração em conformidade com o processo de JIS Z 2241 usando peças de testes de tração de bastão Nq 4 em conformidade com JIS Z 2201. Os resultados são mostrados na Tabela 2. Tabela 1

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Tabela 2

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* T = 6300/(1,9 - LogA) - 273; A = (Nb + 2 Ti) χ (C + N χ 12/14)

Pode ser visto da Tabela 2 que limite de escoamento e limite de resistência à tração na região de Va t e limite de resistência à tração na região de Vz t satisfazem os desejados valores mas que limite de escoamen- to foi baixa na região de centro de espessura e não obtém o desejado valor de 450 MPa. Os inventores conduziram um estudo profundo com relação à razão para este resultado e aprenderam que ilha de martensita formada na região de centro de espessura diminuiu o limite de escoamento desta região e ainda que no caso da combinação de composição e processo de produção mostrados em '819, ilha de martensita rapidamente formou na região de cen- tro de espessura de aço espesso de uma espessura de chapa de cerca de 30 a 100 mm.

Os inventores por isso investigaram o efeito de ilha de martensi- ta sobre limite de escoamento (ponto de rendimento superior ou tensão pro- va 0,2%). Eles primeiro produziram aços das composições mostradas na Tabela 3, processaram a chapa obtida em placas de 50 mm de espessura sob as condições de produção mostradas na Tabela 4, e calcularam as ra- zões de volume de ilha de martensita nas regiões de centro de espessura (regiões de Vz t) baseado em observação de 10 campos dentro de uma faixa de 100 mm χ 100 mm usando micrografias de estrutura 500x. Eles ainda amostraram peças testes nas regiões de 1/2 t das placas testes, e mediram seu limite de escoamento em conformidade com o processo de JIS Z 2241 usando peças de teste de tração de bastão N9 4 em conformidade com JIS Z 2201. Os resultados são mostrados na Tabela 4 e Figura 1.

Tabela 3

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*Pcm = C + Si/30 + M n/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B

**A = (Nb + 2 Ti) χ (C + N χ 12/14) Tabela 4

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* T = 6300/(1,9 - LogA) - 273; A = (Nb + 2 Ti) χ (C + N χ 12/14)

Pode ser visto a partir da Figura 1 que quando ilha de martensita está presente em uma razão em volume de 3% ou mais, limite de escoa- mento declina acentuadamente. A razão para isto é que a forma dacurva de tensão - deformação no teste de tração muda grandemente na região de limite de escoamento. Especificamente, como ilustrado diagramaticamente pelo aço designado A na Figura 2, a curva de tensão - deformação de um aço no qual ilha de martensita não está presente tem um grau de elasticida- de superior. Por outro lado, como ilustrado diagramaticamente pelo aço de- signado B na Figura 2, a curva de tensão - deformação de um aço no qual ilha de martensita está presente em uma razão de poucos porcento em vo- lume é arredondada sem aparecimento de um distinto grau de elasticidade superior. Isto porque rendimento ocorre localmente (rendimento local) duran- te carga de baixa tensão antes de aparecer um grau de elasticidade superi- or, de modo que o limite de escoamento quando medida em 0,2% de tensão de prova é menor que o limite de escoamento de um aço no qual surge um grau de elasticidade superior. O limite de escoamento medida em 0,2% de tensão de prova de um aço no qual ilha de martensita está presente é por isso acentuadamente menor que aquela de um aço no qual ilha de martensi- ta não está presente. Não é claro porque rendimento local (rendimento local) ocorre durante carga de tensão de tração de um aço incluindo ilha de mar- tensita mas é acreditado ser devido a formação de ilha de martensita ser acompanhada pela introdução de deslocamentos móveis causados por ex- pansão de transformação martensita em grãos ferrita e/ou em grãos bainita adjacentes à ilha martensita, de modo que rendimento local (rendimento Ιο- cal) é efetuado por movimento local dos deslocamentos móveis no momento de carga de baixa tensão durante testes de tração.

Os inventores realizaram um estudo detalhado com relação a formação de ilhas de martensita. Como resultado, eles aprenderam que no caso da composição da invenção '819, ilhas de martensita formam-se facil- mente na região de centro de espessura de placa de aço espesso tendo uma espessura de placa ao redor de 30 a 100 mm. Uma razão para isto é que a composição da invenção '819 é caracterizada pelo requisito de adição de uma grande quantidade de Nb usada para maximizar endurecimento de precipitação. Nb tem um efeito de retardamento de transformação a partir de austenita para ferrita e bainita. E no processo de produção da invenção de '819, laminação é conduzida a 860°C ou maior, e redução de laminação total em 920°C ou menor é limitada a 50% ou menos. Acumulação de deforma- ção de laminação na região de centro em um aço espesso tendo uma es- pessura de placa ao redor de 30 a 100 mm é por isso leve, de modo que o refinamento de grão de grãos de austenita através de recristalização induzi- da por deformação de laminação não ocorre facilmente, resultando em grãos relativamente grossos. Quando os grãos de austenita são grossos, a tempe- ratura de partida de transformação de austenita e/ou transformação de baini- ta é baixa. Isto resulta na placa sendo passada para o estágio de resfriamen- to lento enquanto transformação de bainita na região de centro de espessura de placa durante resfriamento acelerado pós-laminação é ainda deficiente. É suposto que isto, em combinação com o efeito de retardo de transforma- ção de pesada adição de Nb que caracteriza a composição, conduz à forma- ção de ilha de martensita, também durante resfriamento lento, em algumas porções onde transformação debainita e/ou transformação de pearlita é in- completa.

Entretanto, como mostrado na Figura 1, no caso onde a razão em volume de ilha de martensita na região de centro de espessura de placa é menos que 3%, a redução de limite de escoamento é pequena, de modo que menos que 3% é a faixa permissível. Quando o limite de escoamento na região de centro de espessura de um aço espesso é requerida ser 500 MPa ou maior, a razão de volume de ilha de martensita é preferivelmente 1 % ou menos.

Os inventores a seguir realizaram um estudo com relação a pro- cessos para redução de ilha de martensita na região de centro de espessu- ra. Como mostrado na Figura 3, eles aprenderam que geração de ilha de martensita na região de centro de espessura pode ser mantida para 3% ou menos através de redução de teor de Si para 0,10% ou menos. O efeito de teor de Si sobre limite de escoamento na região de centro de espessura é mostrado na Figura 4. Limite de escoamento na região de centro de espes- sura é acentuadamente aperfeiçoada através de redução de teor de Si para menos que 0,10%. Quando o limite de escoamento na região de centro de espessura de um aço espesso é requerida ser 500 MPa ou maior, o teor de Si preferido é 0,7% ou menos. Não é claro porque a formação de ilha de martensita pode ser inibida através de redução de teor de Si para 0,10% ou menos. Entretanto, é conhecido que Si retarda crescimento de cementita devido a sua resistência à dissolução em martensita. A partir disto é suposto que redução de teor de Si promove crescimento de cimentita e que a resul- tante promoção de transformação de bainita e/ou transformação de pearlita pode inibir formação de ilha de martensita.

A presente invenção tornou-se possível somente após o conhe- cimento anterior ter sido adquirido. O essencial da presente invenção é co- mo se segue:

(1) Uma placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústi- ca e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior compreendendo, em % em massa: C: 0,03% a 0,07%, Si: menos que 0,10% (incluindo 0%), Mn: 0,8% a 2,0%, e Al: 0,003% a 0,1%, compreendendo teores de Nb e Ti de, em % em massa, Nb: 0,025% ou mais e Ti: 0,005% ou mais que satisfaça 0,045% < [Nb] + 2 χ [Ti] < 0,105%, compreendendo N: mais que 0,0025% em massa e não mais que 0,008% em massa, e compreendendo Nb, Ti, C e N em teores em faixas de modo que o valor de A mostrado abaixo é 0,0022 a 0,0055, parâmetro de rachadura de solda para composição de aço Pcm mostrado abaixo sendo 0,18 ou menos, e um balanço de Fe e inevitáveis impurezas, e tendo uma estrutura de aço onde razão de volume de bainita é 30% ou mais, razão de volume de pearlita é menos que 5%, e razão de vo- lume de ilha de martensita é menos que 3%:

A = ([Nb] + 2 χ [Ti]) χ ([C] + [Ν] χ 12/14),

Pcm= [C]+ [Si]/30 + [Mn]/20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20+

[Mo]/15 + [V]/10 + 5[B],

onde [Nb], [Ti], [C], [N], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] e [B] representa os teores de Nb1 Ti, C, N, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, VeB expressos em % em massa.

(2) Uma placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústi- ca e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior de acordo com (1), ainda compreendendo, em % em massa, Mo: 0,05% a 0,3%.

(3) Uma placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústi- ca e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior de acordo com (1) ou (2), ainda compreendendo, em % em massa, um ou mais de Cu: 0,1% a 0,8%,

Ni: 0,1% a 1,0%, Cr: 0,1% a 0,8%, V: 0,01% ou mais a menos que 0,03%, W: 0,1% a 3%, e B: 0,0005% a 0,0050%.

(4) Uma placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústi- ca e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior de acordo com (1) ou (3), ainda compreendendo, em % em massa, um ou ambos de Mg: 0,0005% a 0,01% e Ca: 0,0005% a 0,01%.

(5) Um processo para produção de uma placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de es- coamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior, compreendendo: aquecimento de um lingote tendo uma composi- ção mostrada em qualquer um de (1) a (4) em uma temperatura entre T (0C) mostrada abaixo e 1300°C, conduzindo laminação áspera em uma tempera- tura na faixa de 1020°C e maior, retendo redução de laminação total na faixa de temperatura de menor que 1020°C a maior que 920°C para 15% ou me- nos, conduzindo laminação de acabamento através da qual redução total na faixa de 920°C a 860°C é 20% a 50%, a seguir conduzindo resfriamento acelerado em uma velocidade de resfriamento de 2°C/s para 30°C/s partindo de 800°C ou maior, terminando o resfriamento acelerado em uma temperatu- ra entre 700°C e 600°C, e então conduzindo resfriamento em uma velocida- de de resfriamento 0,4°C/s ou menos:

T = 6300/(1,9-LogA)-273,

onde A = ([Nb] + 2 χ [Ti]) χ ([C] + [Ν] χ 12/14), [Nb], [Ti], [CJ e [N] representam os teores de Nb, Ti, C e N expressos em % em massa, e LogA é um Iogaritmo comum.

A presente invenção provê uma placa de aço de alta tensão de 100 mm de espessura de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade ten- do um limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior, inclusive na região de centro de espessura de placa de um aço espesso tendo uma espessura de placa de 30 a 100 mm, cuja placa de aço de alta tensão pode ser obtida por um processo de produ- ção tal como saem do Iaminador que adota uma composição econômica bai- xa em adição de elementos de formação de liga e é alto em produtividade. Como tal, o efeito da invenção sobre a indústria é muito considerável.

Breve Descrição dos Desenhos

A Figura 1 é um gráfico mostrando como limite de escoamento de uma placa de aço varia como uma função de razão de volume de ilha de martensita na região de centro de espessura.

A Figura 2 contrasta diagramaticamente a diferença entre a cur- va de tensão - deformação durante testes de tensão de uma placa de aço (aço designado A) onde ilha de martensita não está presente e a curva de tensão - deformação durante testes de tensão de uma placa de aço (aço designado B) onde ilha de martensita está presente.

A Figura 3 é um gráfico mostrando como o teor de Si de uma placa de aço afeta razão de volume de ilha de martensita em sua região de centro de espessura.

A Figura 4 é um gráfico mostrando como o teor de Si de uma placa de aço afeta em limite de escoamento em sua região de centro de es- pessura.

Descrição Detalhada da Invenção

As razões para as limitações da presente invenção estão sobre composição e microestruturas, e os outros elementos essenciais da inven- ção, serão explicadas no que se segue.

C, que forma carbetos e carbonitretos com Nb e Ti, é um ele- mento importante que desempenha um papel primário no mecanismo de endurecimento do aço da invenção. Quando o teor de C é insuficiente, dese- jada resistência não pode ser obtida devido a deficiente quantidade de pre- cipitação durante resfriamento lento seguindo término de resfriamento acele- rado. Excessivo teor de C também previne desejada resistência de ser reali- zada porque a taxa de precipitação durante laminação na região austenítica aumenta, de modo que a quantidade de precipitação coerente durante res- friamento lento seguindo término de resfriamento acelerado é insuficiente. O teor de C é por isso limitado à faixa de 0,03% a 0,07%.

Si precisa ser limitado a um teor de menos que 0,10% de modo a inibir formação de ilha de martensita. Quando o teor de Si é 0,1% ou mais em um aço espesso de uma espessura de placa ao redor de 30 mm ou mai- or, a razão de volume de ilha de martensita, particularmente aquela na regi- ão de centro de espessura, vem a exceder 3%, de modo que limite de esco- amento (0,2% tensão de prova) e rigidez tendem a diminuir. Quando o limite de escoamento na região de centro de espessura de um aço espesso é re- querida ser 500 MPa ou maior, o teor de Si preferido é 0,07% ou menos. Um limite inferior de teor de Si não precisa ser definido, isto é, o limite inferior é 0%.

Mn é um elemento requerido para obtenção de uma fase simples de bainita aperfeiçoando capacidade de endurecimento ou bainítica mista e estrutura ferrítica de uma razão de volume de bainita de 30% ou mais. Um teor de Mn de 0,8% ou mais é requerido para este propósito. O limite superi- or de teor de Mn é definido como 2,0% porque adição em excesso de 2,0% pode degradar rigidez de matriz.

Al é adicionado para um teor de 0,003% a 0,1%, que é a faixa comum de adição como um agente de desoxidação.

Nb e Ti formam NbC, Nb(CN), TiC, TiN e Ti(CN), assim como seus precipitados complexos e seus precipitados complexos com Mo. Como tal, eles são importantes elementos que desempenham um papel primário no mecanismo de endurecimento do aço da invenção. De modo a obter sufici- entes precipitados complexos no processo de resfriamento acelerado inter- rompido, é necessário adicionar simultaneamente Nb para um teor de 0,025% ou mais e Ti para um teor de 0,005% ou mais e controlar a adição de modo que [Nb] + 2 χ [Ti] seja 0,045% ou mais e que o valor de A definido como ([Nb] + 2 χ [Ti]) χ ([C] + [Ν] χ 12/14) seja 0,0022 ou mais (onde [Nb], [Ti], [C] e [N] representam os teores de Nb, Ti, C e N expressos em % em massa). Quando limite de resistência à tração excedendo 570 MPa, por e- xemplo, limite de resistência à tração de 600 MPa ou maior, é requerida, é preferível adicionar simultaneamente Nb para um teor de 0,035% ou mais e Ti para um teor de 0,005% ou mais e controlar a adição de modo que [Nb] + 2 χ [Ti] seja 0,055% ou mais. Quando [Nb] + 2 χ {ti] excede 0,105%, os pre- cipitados formados tendem a ser grosos devido à excessiva adição de Nb e Ti, de modo que o número de precipitados diminui à despeito de maior quan- tidade de Nb e Ti adicionada, pelo que diminuindo o grau de endurecimento de precipitação e tornando impossível obter limite de resistência à tração de 570 MPa. [Nb] + 2 χ [Ti] por isso tem de ser feita 0,105% ou menos. Quando o valor de A, isto é, ([Nb] + 2.x [Ti]) χ ([C] + [Ν] χ 12/14), excede 0,0055, a taxa de precipitação de carbetos, nitretos e carbonitretos na austenita torna- se muito alta, de modo que os precipitados engrossam para tornar a quanti- dade de precipitação coerente durante resfriamento lento seguindo término de resfriamento acelerado insuficiente. O resultante declínio em quantidade de endurecimento de precipitação torna impossível obter um limite de resis- tência à tração de 570 MPa. O valor de A por isso tem de ser feito 0,0055 ou menos.

N liga-se com Ti para formar TiN. TiN finamente disperso tem um efeito pinning que inibe o engrossamento de microestruturas de zona afetada por calor de solda, pelo que aperfeiçoando rigidez de zona afetada por calor de solda. Entretanto, quando N é deficiente para o nível de 0,0025% ou menos, TiN engrossa e o efeito pinning não pode ser obtido. Um teor de N em excesso de pelo menos 0,0025% por isso é requisitado para obtenção de dispersão fina de TiN. De modo a utilizar o efeito de dispersão fina de TiN para aperfeiçoar rigidez mesmo em regiões próximas de linha de fusão (FL), que são expostas a altas temperaturas da zona afetada por calor de solda (HAZ), o teor de N é preferivelmente feito mais que 0,004%. Quan- do excessivo teor de N pode ao invés degradar a rigidez da matriz e juntas soldadas, o limite superior de teor permissível é definido como 0,008%. Quando diminuição em rigidez tem de ser inibida no máximo possível, o limi- te superior de N é preferivelmente definido como 0,006%.

Mo aperfeiçoa capacidade de endurecimento e ainda forma pre- cipitados complexos com Nb e Ti, pelo que fazendo uma maior contribuição para enrijecimento. Para obter este efeito, Mo é adicionado em um teor de 0,05% ou mais. Entretanto, uma vez que adição excessiva prejudica rigidez de zona afetada por calor de solda, adição de Mo é limitada a 0,3% ou me- nos.

Cu, quando usado como um elemento de enrijecimento, precisa ser adicionado para um teor de 0,1% ou mais para produzir o efeito de enri- jecimento. Quando a quantidade adicionada excede 0,8%, o efeito de ainda adição é pequeno em proporção à quantidade adicionada e excessiva adi- ção pode prejudicar rigidez de zona afetada por calor de solda, de modo que o limite superior de adição é definido como 0,8%.

Ni, quando usado para aumentar resistência de matriz, tem de ser adicionado para um teor de 0,1% ou mais. Adição excessiva pode preju- dicar soldabilidade. Em vista disto e o fato de que Ni é um elemento caro, o limite superior de adição é definido como 1,0%.

Cr, como Mn, aumenta capacidade de endurecimento e torna estrutura bainita mais fácil de obter. Para obtenção destes propósitos, Cr é adicionado para um teor de 0,1% ou mais. Como adição excessiva prejudica rigidez de zona afetada por calor de solda, o limite superior de adição é defi- nido como 0,8%.

V, embora mais fraco em efeito de enrijecimento que Nb e Ti, tem alguma quantidade de efeito na direção de aperfeiçoamento de endure- cimento de precipitação e capacidade de endurecimento. Adição para um teor de 0,01% ou mais é requerida para realizar este efeito. Uma vez que adição excessiva prejudica rigidez de zona afetada por calor de solda, o limi- te superior de adição é definido como menos que 0,03%.

W aperfeiçoa resistência. Quando usado, ele é adicionado para um teor de 0,1% ou mais. O limite superior de adição é definido como 3% ou menos porque adição de uma grande quantidade aumenta custos.

B, quando usado para aumentar capacidade de endurecimento e estabelecer resistência, tem de ser adicionado para um teor de 0,0005% ou mais. Como o efeito permanece inalterado em adição em excesso de 0,0050%, a quantidade de adição de B é definida como 0,0005% a 0,0050%.

Mg e Ca podem ser adicionados individualmente ou em combi- nação para aumentar rigidez de matriz e rigidez de zona afetada por calor de solda através de formação de sulfetos e/ou óxidos. Para realização destes efeitos, Mg e Ca têm de ser adicionados para um teor de 0,0005% ou mais. Entretanto, adição excessiva acima de 0,01% causa formação de sulfetos e/ou óxidos grossos que degradam rigidez. A quantidade de cada um de Mg e Ca adicionada é por isso definida como 0,0005% a 0,01%.

P e S estão presentes em adição aos constituintes anteriores como impurezas inevitáveis. Quanto menor o teor destes elementos melhor, porque ambos são elementos prejudiciais que degradam rigidez de matriz. Preferivelmente, o teor de P deve ser 0,02% ou menos e o teor de S 0,02% ou menos.

Ainda, quando parâmetro de rachadura de solda para composi- ção de aço Pcm excede 0,18, torna-se impossível evitar um declínio em rigi- dez de zona afetada por calor de solda no momento de soldagem de alta entrada de calor. Pcm por isso tem de ser feito 0,18 ou menos. Como aqui denominado, Pcm = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20 + [Mo]/15 + [V]/10 + 5[B], onde [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] e [B] re- presentam os conteúdos de C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, VeB expressos em % em massa.

Na presente invenção, é desejável obter-se boa resistência atra- vés de promoção de precipitação coerente fina de carbetos, nitretos e car- bonitretos de Nb e Ti. Para isto, abundantes deslocações, bandas de defor- mação e outros tais sítios de precipitação estão preferivelmente presentes nas estruturas trabalhadas. A partir deste ponto de vista, estrutura bainítica é a estrutura de metal preferida porque ela mais facilmente retém densidade de deslocamento e outras estruturas trabalhadas que estrutura ferrítica. Limi- te de resistência à tração de 570 MPa é difícil de se obter quando a razão em volume de bainita é menos que 30%. Assim a razão em volume de baini- ta é requerida ser 30% ou mais.

Quando pearlita está presente, carbetos, nitretos e carbonitretos de Nb e Ti precipitam no limite de fase pearlita para diminuir o efeito de enri- jecimento sendo buscado. Isto torna difícil obter limite de resistência à tração de 570 MPa e também diminui rigidez e similares. Embora pearlita por isso tenha de ser reduzida ao máximo, seus efeitos adversos são pequenos em uma razão em volume de menos que 5%, assim esta é a faixa permissível.

Presença de ilha de martensita diminui limite de escoamento (grau de elasticidade superior ou 0,2% tensão de prova) e/ou rigidez. Embo- ra ilha de martensita por isso tenha de ser reduzida ao máximo, seus efeitos adversos são pequenos em uma razão de volume de menos que 3%, assim esta é a faixa permissível. Ilha de martensita forma-se facilmente particular- mente na região de centro de espessura de placa. De modo a obter limite de escoamento de 450 MPa na região de centro de espessura, a razão de vo- lume de ilha de martensita tem de ser feita menos que 3% também na região de centro de espessura. A razão de volume de ilha de martensita preferida é menos que 2%.

Elementos essenciais da presente invenção além daqueles rela- cionando-se à composição, isto é, aqueles relacionando-se ao processo de produção, serão explicados a seguir.

De modo a dissolver Nb e Ti inteiramente como solução sólida, a temperatura de aquecimento do lingote ou chapa é feita mais alta que tem- peratura T (°C) calculada através da seguinte expressão condicional incluin- do valor A:

T = 6300/(1,9-LogA)-273,

onde A = ([Nb] + 2 χ [Ti]) χ ([C] + [Ν] χ 12/14), [Nb], [Ti], [C] e [N] T = 6300 / (1,9 - LogA) - 273,

onde A = ([Nb] + 2 χ [Ti]) χ ([C] + [Ν] χ 12/14), [Nb], [Ti], [C] e [N] representam os conteúdos de Nb, Ti, C e N expressos em % em massa, e Log A é um logaritmo comum. Em uma temperatura de aquecimento exce- dendo 1300°C, entretanto, o diâmetro de grão de austenita aumenta para diminuir rigidez. A temperatura de aquecimento do lingote ou chapa durante laminação é por isso definida como entre T (°C) e 1300°C.

De modo a inibir precipitação de Nb e Ti durante laminação ao máximo possível, desbaste é conduzido em uma apropriada redução na fai- xa de temperatura de 1020°C e maior, e redução total em laminação condu- zida na faixa de menos que 1020°C a maior que 920°C e feita 15% ou me- nos. Além disso, de modo a obter necessárias e suficientes estruturas traba- lhadas como sítios de precipitação, laminação é conduzida na faixa de entre 920°C e 860°C em uma redução total de 20 a 50%. Sob estas condições de laminação, anisotropia acústica não se torna grande porque formação de textura é inibida.

Recuperação de estrutura trabalhada e precipitação pós-trabalho são inibidas através de condução de resfriamento acelerado imediatamente após a laminação. O resfriamento acelerado é conduzido sob condições de uma velocidade de resfriamento de 2°C/s a 30°C/s partindo de 800°C ou maior. Para obter uma razão de volume de bainita de 30% ou mais, a veloci- dade de resfriamento tem de ser 2°C/s ou mais, enquanto para manter a ra- zão em volume de pearlita de menos que 5% e a razão em volume de ilha de martensita para menos que 3%, o limite superior da velocidade de resfri- amento tem de ser 30°C/s ou menos. O resfriamento acelerado é interrompi- do para obter uma temperatura de placa de aço entre 700°C e 600°C, onde a seguir resfriamento é conduzido em uma velocidade de resfriamento de 0,4°C/s ou menos através de resfriamento aberto ou semelhante. O propósi- to disto é segurar a temperatura e tempo suficiente para assegurar precipita- ção de Ni e Ti, assim como sua precipitação complexa e sua precipitação complexa com Mo. Estrutura bainítica é difícil de obter quando a temperatura de término de resfriamento acelerado é muito alta, enquanto precipitação diminui para fazer suficiente enrijecimento impossível quando ela é muito baixa. Uma vez que a temperatura de centro de placa de aço é maior que a temperatura de superfície imediatamente após término de resfriamento ace- lerado, a temperatura da superfície de placa de aço uma vez aumenta devi- do a recuperação de calor mas a seguir resfria. "Temperatura de término de resfriamento acelerado" como aqui usado significa a mais alta temperatura de superfície de placa de aço atingida após recuperação.

O aço da invenção é usado na forma de placa de aço espessa nos membros estruturais de estruturas soldadas como pontes, navios, cons- truções, estruturas marinhas, vasos de pressão, tubos de pressão, tubula- ções e similares.

Exemplos

Aços das composições mostradas nas Tabelas 5 e 6 foram pro- duzidos e as chapas obtidas foram processadas em placas de aço de 12 a 100 mm de espessura sob as condições de produção mostradas em Tabelas 7 e 8. Entre estes, 1-A até 20-T são aços da invenção e 21-U a 48-A são aços comparativos. Nas tabelas, um numerai sublinhado indica que o valor para o componente ou condição de produção está fora da faixa da invenção ou que o valor para uma propriedade não satisfaz o desejado valor mostrado abaixo da tabela.

Tabela 5

<table>table see original document page 26</column></row><table> Tabela 5 (continuação)

<table>table see original document page 27</column></row><table> Tabela 6

<table>table see original document page 28</column></row><table> <table>table see original document page 29</column></row><table> Tabela 7

<table>table see original document page 30</column></row><table> Tabela 7 (continuação)

<table>table see original document page 31</column></row><table>

* T = 6300/(1.9 - LogA) - 273; A = (Nb + 2 Ti) χ (C + N χ 12/14) Tabela 8

<table>table see original document page 32</column></row><table> Tabela 8 (continuação)

<table>table see original document page 33</column></row><table> As resistências de matriz medidas, rigidez, rigidez de zona afe- tada por calor de solda, e anisotropias acústicas das placas de aço são mos- tradas em Tabelas 7 e 8. Resistência de matriz foi medida em conformidade com o processo de JIS Z 2241 usando uma peça de teste de tração de es- pessura total N91A ou peça de teste de tração de bastão N9 4 amostrada em conformidade com JIS Z 2201. Quando a espessura de placa foi 25 mm ou menos, uma peça de teste de tração de inteira espessura N91A foi amostra- da. Quando a espessura de placa foi maior que 25 mm, peças de teste de tração de bastão N9 4 foram amostradas na região de ΛΑ de espessura (re- gião de 1/4 t) e a região de centro de espessura (região de Vz t). Rigidez de matriz foi avaliada através de amostragem de uma peça de teste de impacto a partir da região de centro de espessura na direção perpendicular à direção de laminação, em conformidade com JIS Z 2202, e determinando a tempera- tura de transição de aparecimento de fratura (vTrs) através de um processo em conformidade com JIS Z 2242. Rigidez de zona afetada por calor de sol- da foi determinada para um aço de uma espessura de 32 mm ou menos em sua espessura original e para um aço excedendo uma espessura de 32 mm após preparação de uma placa de espessura reduzida. Uma junta topada ranhura-V foi soldada em arco submerso em alta entrada de calor de 20 kJ/mm, a peça teste de impacto prescrita por JIS Z 2202 foi amostrada de modo que o fundo do dente correu ao longo da linha de fusão, e rigidez de zona afetada por calor foi avaliada a partir de energia absorvida em -20°C (vE-20). Anisotropia acústica foi verificada de acordo com Standard NDIS2413-86 do The Japanese Society for Non-Destructive lnspection. Ani- sotropia acústica foi avaliada como pequena quando a razão de velocidade do som foi 1,02 ou menos. Os desejados valores das propriedades foram limite de escoamento: 450 MPa ou maior, limite de resistência à tração: 570 MPa ou maior, vTrs: -20°C ou menos, vE-20: 70 J ou maior, e razão de velo- cidade do som: 1,02 ou menos. Razões de volume da estrutura matriz foram calculadas através de observação de 10 campos dentro de uma faixa de 100 mm χ 100 mm usando micrografias de estrutura de 500x tomadas na região de centro de espessura. Todos os exemplos 1-A a 20-T exibiram limite de escoamento maior que 450 MPa1 limite de resistência à tração maior que 570 MPa, rigi- dez de zona afetada com calor de solda vE-20 maior que 200 J1 e razão de velocidade de som de 1,02 ou menos.

Em contraste, limite de escoamento e/ou limite de resistência à tração foi insuficiente em Exemplo Comparativo 21-U devido a baixo C, Exemplo Comparativo 22-V devido a alto C, Exemplo Comparativo 25-Y de- vido a baixo Mn1 Exemplo Comparativo 28-AB devido a baixo Nb, Exemplo Comparativo 30 AD devido a baixo Ti, Exemplo Comparativo 32-AF devido a valor de parâmetro A (A = ([Nb] + 2 χ [Ti]) χ ([O] + [Ν] χ 12/14) foi menos que 0,0022, exemplo comparativo 33-AG porque parâmetro A foi maior que 0,0055, exemplo comparativo 42-A porque a temperatura de aquecimento foi menor que T °C, e exemplo comparativo 46-A devido a baixa velocidade de resfriamento.

Limite de escoamento e limite de resistência à tração foram insu- ficientes em exemplo comparativo 47-A devido a alta temperatura de término de resfriamento acelerado e exemplo comparativo 48-A devido a baixa tem- peratura de término de resfriamento acelerado.

Limite de escoamento na região de Vz t foi insuficiente em exem- plos comparativos 23-W e 24-X porque a razão de volume de ilha de mar- tensita foi 3% ou mais devido a alto teor de Si.

Rigidez de zona afetada com calor de solda foi baixa em exem- plo comparativo 27-AA devido a alto teor de Mo, exemplo comparativo 29- AC porque Nb + 2Ti excedeu 0,105% devido a alto teor de Nb, exemplo comparativo 31-AE porque Nb + 2Ti excedeu 0,105% devido a alto teor de Ti, exemplo comparativo 34-AH devido a baixo teor de N, exemplo compara- tivo 36-AJ devido a alto teor de V, exemplo comparativo 37-AK devido a alto teor de Cu, exemplo comparativo 38-AL devido a alto teor de Ni, exemplo comparativo 39-AM devido a alto teor de Cr, exemplo comparativo 40-NA devido a alto teor de Mg, e exemplo comparativo 41-AO devido a alto teor de Ca.

Rigidez de matriz foi baixa em exemplo comparativo 26-Z devido a alto teor de Mn e exemplo comparativo 35-AI devido a alto teor de N.

Limite de escoamento e/ou limite de resistência à tração foram baixas em exemplo comparativo 43-A devido a alta redução de laminação total na faixa de temperatura de menor que 1020°C a maior que 920°C e exemplo comparativo 44-A devido a baixa redução de laminação total na faixa de temperatura de 920°C a 860°C.

Anisotropia acústica foi alta em exemplo comparativo 45-A por- que limite de escoamento e resistência a tração foram baixas devido a alta redução de laminação total na faixa de temperatura de 920°C a 860°C.

Claims (5)

1. Placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior compreendendo, em % em massa: C: 0,03% a 0,07%, Si menos que 0,10%, Mn: 0,8% a 2,0%, e Al: 0,003% a 0,1%; compreendendo Nb e Ti em teores de, em % em massa: Nb: 0,025% ou mais, e Ti: 0,005% ou mais que satisfaz 0,045% < [Nb] + 2 χ [Ti] < 0,105%; compreendendo: N: mais que 0,0025% em massa e não mais que 0,008% em massa; e compreendendo:: Nb, Ti, C e N em teores nas faixas de modo que o valor de A mostrado abaixo é 0,0022 a 0,0055, parâmetro de rachadura de solda para composição de aço Pcm mostrada abaixo sendo 0,18 ou menos, e um ba- lanço de Fe e impurezas inevitáveis; etendo uma estrutura de aço onde a razão de volume de bainita é 30% ou mais, razão de volume de pearlita é menos que 5%, e razão de vo- lume de ilha de martensita é menos que 3%: A = ([Nb] + 2 χ [Ti]) χ ([C] + [Ν] χ 12/14), Pcm= [C]+ [Si]/30 + [Mn]/20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20 + [Mo]/15 + [V]/10 + 5[B], onde [Nb], [Ti], [C], [N], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] e [B] representam os teores de Nb, Ti, C, N, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V e B expressos em % em massa.

2. Placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior de acordo com a reivindicação 1, ainda compreendendo, em % em massa: Mo: 0,05% a 0,3%

3. Placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior de acordo com a reivindicação -1 ou 2, ainda compreendendo, em % em massa, um ou mais de: Cu: 0,1% a 0,8%, Iaca de aço de alta tensão de baixa aniso- tropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou Ni: 0,1% a 1,0%, Cr: 0,1% a 0,8%, V: 0,01% ou mais a menos que 0,03%, W: 0,1% a 3%, e B: 0,0005% a 0,0050%.

4. Placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, ainda compreendendo, em % em massa, um ou ambos de: Mg: 0,0005% a 0,01 %, e Ca: 0,0005% a 0,01%.

5. Processo para produção de uma placa de aço de alta tensão de baixa anisotropia acústica e alta soldabilidade tendo limite de escoamento de 450 MPa ou maior e limite de resistência à tração de 570 MPa ou maior, compreendendo: aquecimento de um lingote ou chapa tendo uma composição mostrada em qualquer uma das reivindicações 1 a 4, em uma temperatura entre T (°C) mostrada abaixo e 1300°C; condução de laminação grossa em uma temperatura na faixa de -1020°C e maior; manutenção de redução de laminação total na faixa de tempera- tura de menor que 1020°C a maior que 920°C para 15% ou menos; condução de laminação de acabamento através da qual redução total na faixa de 920°C a 860°C é 20% a 50%; condução de resfriamento acelerado em velocidade de resfria- mento de 2°C/s a 30°C/s partindo de 800°C ou maior; término de resfriamento acelerado em uma temperatura entre 700 e 600°C; e condução de resfriamento em uma velocidade de resfriamento de 0,4°C/s ou menos: T = 6300/(1,9-LogA) - 273, onde A = ([Nb] + 2 χ [Ti] χ ([C] + [Ν] χ 12/14), [Nb], [Ti], [C] e [N] representam os teores de Nb, Ti, C e N expressos em % em massa, e Log A é um Ioga- ritmo comum.