BRPI0808347A2

BRPI0808347A2 - Chapa de aço grossa de alta resistência e método de produção da mesma

Info

Publication number: BRPI0808347A2
Application number: BRPI0808347-9A
Authority: BR
Inventors: Hiroyuki Shirahata; Masaaki Fujioka; Akihiko Kojima; Yoichi Tanaka
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-03-05
Filing date: 2008-03-03
Publication date: 2014-07-29
Also published as: CN101622370B; TW200844240A; EP2119803A1; KR20090110384A; WO2008108333A1; TWI335355B; JP4309946B2; BRPI0808347B1; CN101622370A; KR101024709B1; EP2119803A4; JP2008248382A

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "CHAPA DE AÇO GROSSA DE ALTA RESISTÊNCIA E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA".

CAMPO TÉCNICO

A presente invenção refere-se a uma chapa de aço grossa de alta resistência (doravante também referida como chapa de aço grossa de alta resistência e alta detenção ou chapa de aço de alta detenção) excelente em capacidade de deter a propagação repentina de fendas de fragilidade (doravante referida como capacidade de detenção) e método de produção da mesma.

Especificamente, a presente invenção refere-se a uma chapa de aço grossa de alta resistência que tenha uma excelente capacidade de detenção da propagação repentina de fendas de fragilidade e a um método de produção da mesma, onde a espessura da chapa de aço é de 50 mm ou mais (doravante referida como chapa grossa pesada), e a temperatura na qual Kca=6000N/mm15 é satisfeita (doravante referida como indicador de capacidade de detenção) é de no máximo -10°C.

Uma chapa de aço conforme a presente invenção pode ser aplicada em construções com solda tais como construção naval, edifícios, pontes, tanques, e estruturas offshore. A chapa de aço conforme a presente invenção pode também ser trabalhada para tubos de aço, vigas de aço ou similares, e pode ser distribuída na forma de um produto secundário.

É solicitada prioridade sobre o pedido de Patente Japonesa ης 2007-54279 registrada em 5 de março de 2007, cujo teor está aqui incorporado como referência.

ANTECEDENTES DA TÉCNICA

De acordo com a tendência recente de aumentar o tamanho das construções de aço, é necessário o uso de chapas de aço grossas e de alta resistência. Em adição, em termos de garantir a segurança, é estritamente necessário que a chapa de aço tenha capacidade de detenção da propagação repentina de fendas de fragilidade (capacidade de detenção). Por outro lado, aumentar a resistência ou a espessura de um aço geralmente resulta em aumentar abruptamente a dificuldade em garantir a capacidade de detenção, perturbando assim a aplicação da chapa de aço grossa de alta resistência nas construções de aço. Em adição, há uma exigência crescente de consumidores pela redução do prazo de entrega. Portanto, o aumento da produtividade no processo de produção do aço é fortemente exigido.

Fatores metalúrgicos conhecidos para aumentar a capacidade de detenção do aço incluem (i) refinar o tamanho do grão de cristal, (ii) adição de Ni, (iii) controle da fase secundária frágil, (iv) controle de textura, ou similar.

Por exemplo, a Patente de Referência 1 (Pedido de Patente Ja

ponesa não-examinado, Primeira Publicação, N2 H02-1293189) descreve um método

(i) de refinar o tamanho do grão de cristal. Nesse método, o aço é submetido a uma laminação com uma redução de 50% ou mais em uma

região de não-recristalização a uma temperatura não inferior à temperatura Ar3 e é subsequentemente submetida a uma laminação com uma redução de 30 a 50% na região de duas fases de 700 a 750°C. Como método específico para refinar o tamanho do grão de cristal de uma chapa de aço, a Patente de Referência 2 (Pedido de Patente Japonesa examinado, Segunda Pu

blicação n°.H06-004903) e a Patente de Referência 3 (Pedido de Patente Japonesa Não-examinado, Primeira Publicação ne 2003-221619) descrevem, cada uma, um método incluindo resfriar uma superfície de uma placa antes da laminação ou após a laminação preliminar, e fazer a placa se recuperar pelo início da laminação enquanto se mantém a diferença de temperatura

entre a porção interna e a superfície da placa, gerando assim ferrítas finas na superfície da placa.

(ii) É relatado que a adição de Ni suprime a propagação de fendas de fragilidade pela promoção de escorregamentos transversais em uma região de baixa temperatura (Referência de Não-Patente 1: Imao Tamura,

"Study on steel strength" publicado pela Nikkan Kogyo Shinbunsha, 5 de julho de 1969, p. 125), e aumentando assim a capacidade de detenção de uma matriz (Referência de Não-Patente 2: Hasebe e Kawaguchi, "Brittle fracture propagation arrestability of Ni-added steel plate examined by taper-shaped DCB test", Iron and Steel, Vol. 61, 1975, pg. 875).

(iii) A Patente de Referência 4 (Pedido de Patente Japonesa, Primeira Publicação, Na S59-047323) descreve um método de controle da

fase secundária frágil (fragilização). Nesse método, a ocorrência de martensita como uma fase frágil é controlada para ocorrer como fase dispersa fina, dispersa em uma matriz de ferrita.

(iv) Em relação ao controle de textura, a Patente de Referência 5 (Pedido de Patente Japonesa, Primeira Publicação N- 2002-241891) des

creve um método incluindo a laminação de aço bainita de baixo carbono em condições de baixa temperatura e redução pesada, acumulando assim (211) planos em paralelo ao plano do cilindro.

DESCRIÇÃO DA INVENÇÃO

Problemas a serem resolvidos pela invenção No entanto, o método descrito na Referência de Patente 1 é diri

gido a aços usados em condições de baixa temperatura, onde o aço tem resistência relativamente baixa devido à sua microestrutura composta principalmente de ferrita, e a espessura da chapa é de até 20 mm. Portanto, se o método for aplicado a uma chapa grossa com uma espessura de 50 mm ou 20 mais, como designado pela presente invenção, é difícil garantir uma razão de redução suficiente em termos de espessura da placa. Em adição, há um outro problema de que um tempo de espera prolongado antes de alcançar a temperatura de processamento reduz a produtividade do aço.

Em adição, é difícil garantir um limite de elasticidade de 390MPa ou mais pelo método descrito nessa referência.

A aplicação do método descrito nas Referências de Patente 2 e 3 até a produção de um produto grosso tendo uma espessura de chapa de

50 mm ou mais, como designado na presente invenção, também provoca problemas. Embora uma microestrutura similar seja obtida, é difícil garantir a capacidade de detenção. O efeito da ferrita refinada na porção da superfície é relativamente reduzido. Além disso, o processo de produção em si inclui um problema de que o controle térmico ao longo da espessura da chapa é também tornado difícil, e é impossível evitar o aumento da redução durante o processo de recuperação, perturbando assim, grandemente, a produtividade.

Por outro lado, um custo muito elevado é necessário para formar 5 uma liga que forneça a capacidade de detenção desejada para uma chapa de aço apenas pela adição de Ni conforme descrito no item (ii) acima. É considerado que o refino da microestrutura poderia ser combinado com a adição de Ni para garantir a capacidade de detenção enquanto reduz a adição de Ni. No entanto, não há exame para separar e quantificar a influência 10 de fatores diferentes da adição de Ni na capacidade de detenção. Na circunstância atual, ainda não há uma diretriz clara para a produção de chapas de aço com alta detenção do tipo com Ni adicionado.

Além disso, em uma chapa de aço grossa, é difícil dispersar a martensita fina no aço conforme descrito na Referência de Patente 4. Em uma chapa de aço de alta resistência, tal fase frágil possivelmente deteriora a propriedade de iniciação de fendas de fragilidade.

Se a invenção descrita na Referência de Patente 5 é aplicada a uma chapa grossa, a eficiência da laminação é extremamente reduzida. Assim, tal método não é aplicável na produção industrial.

Conforme descrito acima, não há nenhuma tecnologia estabele

cida para a produção estável e eficaz de uma chapa de aço grossa com alta detenção, conforme direcionado pela presente invenção, tendo uma espessura de chapa de 50 mm ou mais, o indicador de capacidade de detenção TKCa=6ooo de -10°C ou menos mesmo quando o limite de escoamento estiver 25 em uma faixa de 390 a 460 MPa, e que seja aplicável a grandes construções.

Com base nas circunstâncias descritas acima, um objetivo da presente invenção é fornecer uma chapa de aço grossa de alta resistência que tenha excelente capacidade de detenção da propagação repentina de 30 fendas de fragilidade que seja suficiente como um aço para grandes construções, e fornecer um método de produção que permita uma produção industrialmente estável e eficaz dessa mesma chapa de aço. Meios para resolver os problemas

A presente invenção se refere a uma chapa de aço grossa de alta resistência tendo excelente capacidade de detenção de propagação repentina de fendas de fragilidade e a um método de produção da mesma que resolva os problemas acima descritos, e inclui os aspectos descritos abaixo.

[1] Uma chapa de aço grossa de alta resistência tendo excelente capacidade de detenção de propagação repentina de fendas de fragilidade, tendo:

uma composição contendo em % em massa, C: 0,01 a 0,14%, Si: 0,03 a 0,5%, Mn: 0,3 a 2,0%, P: 0,020% ou menos, S: 0,010% ou menos, Ni: 0,5 a 4,0%, Nb: 0,005 a 0,050%, Ti: 0,005 a 0,050%, Al: 0,002 a 0,10%, N: 0,0010 a 0,0080%, e o saldo consistindo em Fe e as inevitáveis impurezas, onde o Ceq definido pela fórmula (1) descrita abaixo é 0,30 a 0,50%;

uma microestrutura dominada por bainita de 60% ou mais em fração de volume, em que a fração perlita é menor ou igual a 5%,

o diâmetro equivalente do semicírculo de cementita é menor ou igual a 0,5 pm,

a fração de ferrita bruta tendo um diâmetro equivalente de círculo maior que 25 pm é menor ou igual a 10% em porções de superfície tendo, cada uma, uma profundidade de 5% da espessura da chapa a partir das superfícies frontal e traseira da chapa, e

o diâmetro médio equivalente do círculo de domínios resistentes à propagação de trinca-padrão (iso-crack) é maior ou igual a 8 pm e menor ou igual a d (pm) definido pela fórmula (2) descrita abaixo,

onde cada um dos domínios resistentes à propagação de trinca

padrão é definido de forma que a seção (seção plana) perpendicular à direção de laminação da chapa seja definida como uma seção T, e uma direção em paralelo à superfície da chapa é definida como direção T na seção T, a porção interna na seção T é definida como a porção que exclui as porções de superfície,

a microestrutura da seção T é dividida em domínios cada um tendo a mesma orientação de cristal (domínio de iso-orientação) pela análise da orientação da porção interna usando Electron Back Scattering Pattern (EBSP),

uma linha de medição arbitrária é desenhada na microestrutura da seção T dividida para os domínios de iso-orientação pela aplicação de um método de exame de acordo com a norma JIS G0551,

uma pluralidade de domínios de iso-orientação tendo um diâmetro equivalente de círculo de 8μιη alinhados continuamente e adjacentes entre si na linha de medição são identificados excluindo os domínios de isoorientação tendo um diâmetro equivalente de círculo de menos de 8μιτι,

o eixo <001 > mais próximo da direção T é selecionado entre os

três eixos <001 > de cada um dos domínios de iso-orientação identificados,

um ângulo (ângulo de desvio da propagação da fenda) formado pelo eixo <001 > mais próximo da direção T dos domínios com iso-orientação identificados é medido em cada par adjacente dos domínios de isoorientação da linha de medição,

os domínios de iso-orientação alinhados continuamente que satisfazem um ângulo não maior que 20° e os domínios de iso-orientação adjacentes tendo um diâmetro equivalente de círculo de menos de 8μηη são estimados constituir um domínio que resiste à propagação da trinca-padrão.

Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 ...(1)

d = (7,11 x[Ni]+11) x(1,2-t/300) ...(2) em que [X] denota o teor (em % em massa) de um elemento Xet denota a espessura da chapa (mm).

[2] Uma chapa de aço grossa de alta resistência tendo excelente capacidade de detenção de propagação repentina de fendas de fragilidade

conforme descrito no item [1] acima, também contendo, em % em massa, um ou dois ou mais elementos selecionados entre Cu: 0,05 a 1,5%, Cr: 0,05 a 1,0%, Mo: 0,05 a 1,0%, V: 0,005 a 0,10%, B: 0,0002 a 0,0030%.

[3] Uma chapa de aço grossa de alta resistência tendo excelente capacidade de detenção de propagação repentina de fendas de fragilidade

conforme descrito nos itens [1] e [2] acima, também contendo, em % em massa, um ou dois ou mais elementos selecionados entre Mg: 0,0003 a 0,0050%, Ca: 0,0005 a 0,0030%, REM: 0,0005 a 0,010%.

[4] Um método de produção de uma chapa de aço grossa de alta resistência tendo excelente capacidade de detenção de propagação repentina de fendas de fragilidade, incluindo: reaquecer uma placa de aço tendo

uma composição conforme descrito em qualquer um dos itens [1] a [3] acima até 950 a 1150°C;

executar laminação bruta (laminação preliminar) no aço a uma temperatura de no mínimo 900°C com uma redução cumulativa de 30% ou mais;

executar laminação de acabamento no aço a uma temperatura

de no mínimo a temperatura Ar3 e de no máximo T(0C) definida pela fórmula (3) descrita abaixo, com uma redução cumulativa de 40%;

executar resfriamento acelerado do aço com uma taxa de resfriamento de 8°C/s ou mais em média através da espessura da chapa a partir

de uma temperatura de no mínimo a temperatura Ar3 até uma temperatura de no máximo 500°C.

T = (37*[Ni]+810) x(1,1-Í/500) ...(·) em que [Ni] denota o teor de Ni (em % em massa) e t denota a espessura da chapa (mm).

[6] Um método de produção de chapa de aço grossa tendo exce

lente capacidade de detenção de propagação repentina de fendas de fragilidade conforme descrito no item [5] acima, também incluindo a execução do encruamento do aço a uma temperatura de 300 a 600°C após o término do resfriamento acelerado.

Efeito da Invenção

Aplicando-se a presente invenção, chapas de aço de alta capacidade de detenção aplicáveis a grandes construções podem ser fornecidas por um método de produção estável e eficaz, onde os indicadores da capacidade de detenção T«ca=6ooo das chapas são -10°C ou menos, mesmo

quando as chapas de aço são chapas grossas tendo uma espessura de 50 mm ou mais, e o limite de elasticidade do aço está em uma faixa de 390 a 460 MPa. Portanto, a presente invenção tem grande eficiência industrial. BREVE EXPLICAÇÃO DOS DESENHOS

A figura 1 mostra um exemplo de mapeamento da orientação de cristal de acordo com EBSP e a análise do limite dos domínios de resistência à propagação de trinca-padrão.

A figura 2 é um gráfico mostrando uma mudança de capacidade

de detenção dependendo da quantidade de adição de Ni.

A figura 3 é um gráfico mostrando os efeitos da adição de Ni e do tamanho efetivo de grão na capacidade de detenção.

A figura 4 é um gráfico mostrando a relação entre a fração de perlita e a capacidade de detenção.

A figura 5 é um gráfico mostrando a relação entre o diâmetro equivalente de círculo de cementita e a capacidade de detenção.

A figura 6 é um gráfico mostrando a relação entre a capacidade de detenção e a fração de ferrita bruta tendo um diâmetro equivalente de círculo de 25 pm ou mais em porções de superfície tendo uma profundidade de 5% da espessura da chapa a partir das superfícies frontal e traseira da chapa.

A figura 7 é um gráfico mostrando a relação entre o teor de Ni e o tamanho efetivo de grão necessário para fornecer uma capacidade de detenção predeterminada a um aço.

A figura 8 é um gráfico mostrando a dependência da espessura da chapa do tamanho efetivo de grão necessário para fornecer uma capacidade de detenção predeterminada a um aço.

A figura 9 é um gráfico mostrando a relação entre o teor de Ni e a temperatura de término da laminação necessária para fornecer uma capacidade de detenção predeterminada a um aço.

A figura 10 é um gráfico mostrando a dependência da espessura da chapa da temperatura de término da laminação necessária para fornecer uma capacidade de detenção predeterminada a aço.

MELHOR FORMA DE EXECUÇÃO DA INVENÇÃO

A seguir, uma configuração da presente invenção é explicada em detalhes. Os inventores executaram pesquisa experimental em fatores que dominam a capacidade de detenção de um aço que tenha um limite de escoamento de 390 a 460 MPa e uma microestrutura dominada por bainita (60% ou mais em fração volumétrica). Como resultado, os inventores desco5 briram um método que garante a capacidade de detenção mesmo em uma chapa de aço grossa que tenha uma espessura de 50 mm ou mais. Pontos importantes na presente invenção incluem novas descobertas descritas nos itens (1) a (5) abaixo.

(1) A unidade de fratura durante a propagação de uma fenda de fragilidade não corresponde aos limites aparentes do grão de cristal, mas

corresponde aproximadamente aos limites do grão de cristal obtidos pela análise da orientação de cristal usando EBSP. Especificamente, um diâmetro médio equivalente do círculo (tamanho efetivo do grão de cristal) de um domínio resistente à propagação de trinca-padrão (inclusive grãos tendo um 15 diâmetro equivalente de círculo de menos de 8 pm) mostra boa correlação com a capacidade de detenção, onde os limites do domínio são definidos identificando-se os eixos <001 > mais próximos de uma direção T perpendicular à direção de laminação. Isto é, onde ângulos de 20° ou mais são necessários para os eixos <001 > identificados dos grãos (excluindo os grãos 20 tendo um diâmetro equivalente de círculo de menos de 8 pm) para serem coincidentes entre si, os limites dos domínios são definidos entre os grãos.

(2) Onde Ni é adicionado em uma quantidade de 0,5% ou mais, o efeito aparente da melhoria da capacidade de detenção aparece. O efeito do Ni e o efeito do refino do tamanho de grão são independentes entre si, e,

portanto, um efeito substancialmente aditivo pode ser obtido. Isto é, pela adição de Ni, uma capacidade de detenção similar pode ser garantida mesmo em uma microestrutura bruta. Como resultado, é possível reduzir a carga no processo de produção tal como aumentando a temperatura de término da laminação.

(3) Onde a fração de perlita excede 5%, a perlita bruta tende a

agir como um ponto de partida para fendas de fragilidade diminuindo assim a capacidade de detenção mesmo quando o aço tem um tamanho efetivo de grão fino. Para evitar tal fenômeno, é necessário controlar a taxa de resfriamento do resfriamento acelerado e a temperatura (de término) almejada na qual o resfriamento é interrompido.

(4) Cementitas finas tendo um diâmetro médio equivalente de círculo de 0,5 mm ou menos contribui para melhorar a capacidade de detenção. Para manter o tamanho de grão fino da cementita, é necessário controlar o resfriamento acelerado após a laminação e as condições do tratamento térmico subsequente.

(5) Embora o aço tenha tamanho efetivo de grão fino para a espessura da chapa, a capacidade de detenção do aço deteriora quando a fração de ferrita bruta gerada na porção de superfície excede 10%. Para evitar tal deterioração,é necessário controlar a temperatura de término de laminação e a temperatura de início do resfriamento não ser muito baixa.

A seguir, são explicadas as constituições da presente invenção. Em geral, a unidade estrutural básica que domina a tenacidade

do aço bainita não é o tamanho de grão da austenita anterior, mas o tamanho de uma região de um assim chamado pacote ou bloco (em relação a um pacote ou bloco veja a Referência de Não-Patente: Matsuda, Inoue, Mimura, e Okamura, "Toughness and effective grain size of low-alloy heat-treated 20 high-tensile steel", Proc. of Int. Symp. on Towered Improved Ductility and Toughness. Climax Molybdenum Co., Kyoto (1971), p. 47). A tenacidade é melhorada uma vez que a região tem um tamanho pequeno.

Entretanto, de acordo com a observação microestrutural usandose um microscópio ótico, é difícil medir o tamanho dos pacotes e blocos. Além disso, onde há ferrita misturada na microestrutura, é muito difícil definir a unidade de estrutura básica objetivamente.

Com base nas circunstâncias acima descritas, os inventores inicialmente produziram chapas de aço de 50 mm de espessura sob várias condições usando uma placa que não continha Ni, trabalharam as chapas de 30 aço para corpos de prova quadradas de 500 mm cada uma entalhadas até uma profundidade de 29 mm, e submetido os corpos de prova a um gradiente de temperatura do tipo teste ESSO para avaliar a capacidade de detenção de acordo com o método descrito na WES 3003. Após isto, pela observação da superfície da fratura do corpo de prova com o uso de um microscópio de varredura eletrônica, e medida a unidade (unidade da face da fratura) da superfície da clivagem envolvida pela porção de fratura chamada crista de ruptura, e confirmou sua boa correlação com a capacidade de detenção.

A seguir, foi executada a medição EBSP em um plano de seção perpendicular à superfície de fratura acima descrita. O resultado da análise da orientação do cristal dos grãos subjacentes à superfície da fratura foi comparado com uma fotografia. Assim, as condições de limite da unidade de 10 fratura foram examinadas cuidadosamente. A figura 1 mostra um exemplo do exame. A análise foi executada nos pontos representativos e os domínios de iso-orientação foram analisados com base nos mapas de orientação obtidos por EBSP. Cubos constituídos de planos {100} (que são considerados como sendo planos de divisão) e a direção da propagação de fendas supon15 do que a fenda se propaga ao longo dos planos {100} foram mostrados na figura 1.

Os números na figura 1 denotam os ângulos (ângulos de desvio da propagação de fendas) necessários para fazer os eixos <001 > mais próximos coincidirem entre si, isto é, os ângulos necessários para fazer os pla20 nos {100} perpendiculares à direção T coincidirem entre si ao permitir sua rotação. Por esta análise, foi confirmado que a orientação da propagação das fendas parece mudar onde o ângulo de desvio da propagação de fendas foi 20° ou mais como mostrado em (a), (b), (c), e (f). Como resultado da observação da superfície de fratura, foi confirmado que os limites das condi25 ções críticas acima descritas atualmente constituíram os limites do tamanho da unidade da face da fratura. Por outro lado, em alguns casos como mostrado em (d) a (e), a propagação de fendas não muda sua direção em domínios de tamanhos pequenos mesmo quando o ângulo de desvio é maior que 20°C. Tal fenômeno é considerado corresponder a um envólucro da fratura e 30 da superfície da fratura dúctil. Tal fenômeno é observado nos domínios que tenham um diâmetro equivalente de círculo menor que 8 pm. Como resultado da observação da superfície da fratura, foi também confirmado que Iimites aparentes não foram constituídos por tais pequenos domínios. Na determinação do tamanho efetivo de grão, os domínios existentes menores que 8 pm podem ser unidos a qualquer um dos grãos adjacentes em ambos os lados, e os limites do domínio resistente à propagação de trinca-padrão pode 5 der determinado examinando-se os ângulos de desvio entre os dois domínios adjacentes. Conforme descrito acima, o tamanho efetivo de grão pode ser estimado excluindo-se os grãos menores que 8pm a partir do resultado da análise EBSP, determinando os limites dos domínios que apresentam um ângulo de desvio de propagação de fratura de no mínimo 20°, e calculando10 se o diâmetro equivalente de círculo médio dos domínios envolvidos pelos limites.

Como resultado do exame cuidadoso da relação entre o tamanho de grão eficaz assim medido e a capacidade de detenção do aço, foi descoberto que a laminação de acabamento teve de ser executada a uma 15 temperatura baixa de no máximo 800°C de modo a fornecer uma capacidade de detenção de nível suficiente para ser aplicada em aço para grandes construções, e que foi necessário ter o resfriamento a ser iniciado a partir da alta temperatura de modo a controlar o limite de escoamento para ser 390MPa ou mais, tornando muito difícil produzir o aço efetiva e estavelmente.

Portanto, o efeito da adição de Ni foi examinado cuidadosamen

te em detalhes como uma solução para o problema descrito acima. Foram laminadas placas mudando-se variadamente o equilíbrio dos teores de Ni e Mn de forma que fossem obtidas substancialmente as mesmas microestruturas e resistências. Sob as mesmas condições, as chapas de aço de 50 mm 25 de espessura, e as chapas de aço de 80 mm de espessura foram produzidas a partir das placas, e sua capacidade de detenção foi examinada com base em um teste ESSO. Como resultado, foi confirmado que a capacidade de detenção tendeu a aumentar com o aumento do teor de Ni embora o tamanho efetivo de grão fosse quase imutável. Esta tendência é mostrada na fi30 gura 2.

Aqui, a capacidade de detenção foi avaliada a uma temperatura (T«ca=6ooo) na qual a capacidade de detenção da propagação repentina de fendas de fragilidade Kca satisfez Kca=6000N/min1·5. Da figura 2, foi confirmado que a capacidade de detenção foi aparentemente melhorada onde o teor de Ni foi 0,5% ou mais. Pela observação das superfícies das fraturas dos corpos de prova ESSO1 a aparência das irregularidades tridimensionais 5 aparentemente aumentou à medida que o teor de Ni aumentou. Esse fenômeno pode ser explicado pelo Ni solúvel aumentando deslizes cruzados tornando assim a direção de propagação das fraturas aleatória.

A seguir, para distinguir individualmente e quantificar os efeitos da adição de Ni e o refino do tamanho efetivo de grão, as chapas de aço obtidas pela laminação da placa de aço contendo Ni descrita acima sob várias condições foram submetidas a exame da sua capacidade de detenção. Como resultado, foi descoberto que o efeito de melhoria da capacidade de detenção pelo refino do grão não dependeu do teor de Ni, e pode substancialmente ser resumido pelo efeito do teor de Ni. Esse comportamento é mostrado na figura 3. Isto é, adicionando-se uma quantidade adequada de Ni, é possível garantir a capacidade de detenção sem refinar o tamanho efetivo do grão. Portanto, onde uma alta eficiência de produção do aço é necessária, independentemente do custo da ligação com Ni, é possível aumentar a temperatura de acabamento da laminação pela adição de Ni, encurtando assim o tempo de espera para a temperatura de processo. Como resultado, é possível aumentar notavelmente a produtividade de um aço grosso.

Os inventores também examinaram a influência dos fatores de microestrutura diferentes do tamanho efetivo de grão na capacidade de detenção, uma vez que foi confirmado que chapas de aço de tamanho efetivo de grão fino ocasionalmente mostraram uma capacidade de detenção insuficiente.

Um dos fatores é a ocorrência de perlita misturada na estrutura dominada por bainita. Onde a fração de estrutura de perlita aumenta, a capacidade de detenção tende a ser deteriorada devido à quantidade crescen30 te de perlita bruta que age como ponto de partida da fratura frágil. Portanto, conforme mostrado na figura 4, é necessário controlar a fração de perlita para ser 5% ou menos. Em adição, foi confirmado que a capacidade de detenção foi também afetada pelo tamanho da cementita incluída na bainita. Conforme mostrado na figura 5, a capacidade de detenção é reduzida onde o diâmetro equivalente médio do círculo da cementita excede 0,5 pm. Pode ser estima5 do que cementitas finas geram microfraturas em seus limites de grãos na matriz antes da propagação da tenda principal, diminuindo assim o estado de estresse na ponta da fratura. Por outro lado, onde a cementita é embrutecida, como a perlita, a cementita age como uma origem para fazer ocorrerem as fraturas frágeis, diminuindo assim a capacidade de detenção.

Além disso, foi confirmado que a ferrita bruta gerada nas por

ções de superfície também reduziram a capacidade de detenção. Esta ferrita bruta da superfície é gerada onde um aço de capacidade de endurecimento relativamente baixa (temperobilidade) é laminado a uma temperatura menor que a temperatura Ar3 ou onde a laminação é acabada a uma temperatura 15 não inferior à temperatura Ar3, mas onde a temperatura de início do resfriamento está abaixo da temperatura Ar3. Conforme mostrado na figura 6, uma redução notável de capacidade de detenção pode ser evitada onde a fração de ferrita tendo um diâmetro equivalente de círculo maior que 25 pm não é maior que 10% nas porções de superfície cada uma tendo uma profundidade 20 de 5% da espessura da chapa a partir das superfícies frontal e traseira da chapa.

Para tornar claro o princípio de produção de uma chapa de aço grossa de alta resistência e alta detenção enquanto se levam em consideração os fatores metalúrgicos descritos acima, a influência do tamanho efetivo 25 de grão, o teor de Ni, e a espessura da chapa na capacidade de detenção foram examinados em maiores detalhes usando-se chapas de aço que satisfizessem as condições descritas acima em relação à perlita, cementita e ferrita de superfície. Como resultado, foi descoberto que o tamanho efetivo de grão precisou ser igual a ou menor que o valor d descrito abaixo.

d = (7,11 x [Ni%] + 11)x (1,2 —1/300),

em que [Ni] denota o teor de Ni (em % em massa) e t denota a espessura da chapa (mm). Na determinação do valor d acima descrito, a equação linear derivada da figura 7 com base na influência do tamanho efetivo de grão e do Ni na capacidade de detenção da chapa que tenha uma espessura de 50 mm foi combinada para a equação do efeito da espessura derivada da figura 5 8 com base no resultado de testes nos quais a espessura da chapa foi variada pelo polimento das superfícies frontal e traseira da chapa de 80 mm de espessura que continha 2% de Ni. Onde o tamanho efetivo de grão é maior que o valor d acima descrito, a cadeia de ruptura não é formada com freqüência suficiente quando uma fenda de fragilidade se propaga de um grão 10 para outro. Portanto, o efeito de suprimir a propagação de uma fratura é reduzido, e a capacidade de detenção é reduzida.

A seguir, é explicada a razão para a limitação das condições de

produção.

Na presente invenção, a temperatura de reaquecimento de uma 15 placa foi controlada para dar 950 a 1150°C. Onde a temperatura de reaquecimento é inferior a 950°C, a homogeneização dos elementos de ligação é insuficiente, causado assim propriedades não-homogêneas. Onde a temperatura de reaquecimento excede 1150°C, os tamanhos de grão da austenita são embrutecidos. Portanto, há a possibilidade de que seja difícil obter uma 20 microestrutura fina no estado final.

A laminação bruta subsequente deve ser executada a uma temperatura de 900°C ou mais com uma redução cumulativa de 30% ou mais. Se as condições descritas acima não forem satisfeitas, a recristalização dos grãos de austenita não prossegue suficientemente, resultando em uma microestrutura de grãos mistos que pode causar propriedades não-homogêneas.

A laminação de acabamento a seguir é o processo mais importante para o refino do tamanho efetivo de grão que domina a capacidade de detenção. A laminação de acabamento é executada a uma temperatura de no mínimo a temperatura Ar3 (temperatura na qual se inicia a formação de 30 ferrita durante o resfriamento do aço) e de no máximo a temperatura T(°C) descrita abaixo com uma redução cumulativa de 40% ou mais.

T = (37x[Ni]+810) x(1,1 -t/500), em que [Ni] denota o teor de Ni (em % em massa) e t denota a espessura da chapa (mm).

Na temperatura T descrita acima, uma equação linear é combinada com uma equação do efeito da espessura, onde a equação linear é derivada da figura 9 que mostra a relação entre o teor de Ni e a temperatura da laminação de acabamento necessária para satisfazer TKca=6000 < -IO0C com base nos resultados das experiências descritas acima, e a equação do efeito da espessura é derivada da figura 10 com base nos resultados experimentais obtidos enquanto se mudou variadamente a espessura e a temperatura de laminação de acabamento usando-se placas que continham 2% de Ni. Onde a temperatura é menor que Ar3, ferritas brutas tendo um diâmetros equivalentes de círculo maiores que 25μηι são geradas, diminuindo assim a capacidade de detenção, a resistência, a tenacidade, e a ductilidade da chapa de aço. Por outro lado, onde a temperatura excede a temperatura T descrita acima, ou onde a redução cumulativa for menor que 40%, a capacidade de detenção é reduzida uma vez que o tamanho efetivo de grão não é suficientemente refinado. Selecionando-se uma temperatura levemente inferior à temperatura T descrita acima de acordo com a quantidade de Ni adicionada, é possível encurtar o tempo de espera para a temperatura de processo antes da laminação de acabamento, tornando assim possível produzir efetivamente chapas de aço grossas de alta resistência.

Após o término da laminação de acabamento, a chapa de aço é submetida ao resfriamento acelerado a partir de uma temperatura de no mínimo a temperatura Ar3 até uma temperatura de 500°C ou menos com uma 25 taxa de resfriamento de 8°C/s ou mais. Onde a temperatura de início do resfriamento é menor que Ar3, a fração de ferrita bruta nas porções de superfície excede 10%, deteriorando assim a capacidade de detenção. Onde a taxa de resfriamento é menor que 8°C/s, ou onde a temperatura de término do resfriamento é maior que 500°C, uma resistência suficiente não é obtida. Em 30 adição, a capacidade de detenção é reduzida pelo refino insuficiente do tamanho efetivo de grão, embrutecimento da cementita que pode contribuir com a melhoria da capacidade de detenção, ou pela geração de perlita excedendo 5%.

Após o resfriamento acelerado, um tratamento de têmpera pode ser executado a uma temperatura de 300 a 600°C de modo a controlar a resistência e a tenacidade da chapa de aço. Onde a temperatura de têmpera é 5 menor que 300°C, a ductilidade e a tenacidade não são suficientemente melhoradas. Onde a temperatura de têmpera excede 600°C, a capacidade de detenção é reduzida pelo embrutecimento da cementita.

A seguir, são explicadas as razões para limitação da composição da presente invenção.

C (carbono) é um elemento que contribui para a geração de ce

mentita e prevenção do embrutecimento da microestrutura. Em adição, o carbono é um elemento inevitável para aumentar a resistência do aço a baixo custo. Portanto, o carbono é adicionado em uma quantidade de 0,01% ou mais. Por outro lado, uma adição muito grande de carbono torna difícil asse15 gurar uma tenacidade da ZAC (Zona Afetada pelo Calor) no momento da grande entrada de calor da soldagem, e facilmente embrutece a cementita. Portanto, o limite superior do teor de carbono é controlado para ser 0,14%.

Si (silício) é um elemento desoxidante econômico e é adicionado em uma quantidade de 0,03% ou mais para endurecimento por solução sólida. Por outro lado, um teor de silício excedendo 0,5% deteriora a capacidade de soldagem e a tenacidade da ZAC. Portanto, o limite superior do teor de silício é controlado para ser 0,5%.

Mn (manganês) é adicionado em uma quantidade de 0,3% ou mais uma vez que o manganês é um elemento eficaz para melhorar a resistência e a tenacidade do aço. Por outro lado, o Mn deteriora a tenacidade da ZAC e a propriedade de fratura na solda. Portanto, o limite superior do teor de manganês é controlado para ser 2,0%.

Embora os teores de P (fósforo) e S (enxofre) sejam preferivelmente controlados para serem tão baixos quanto possível, é necessário um grande custo para reduzir industrialmente os teores de P e de S. Portanto, os limites superiores são controlados para serem 0,02% para o P e 0,01% para o S. Ni (níquel) é adicionado em uma quantidade de 0,5% ou mais uma vez que o níquel é efetivo para garantir a resistência e para melhorar a capacidade de detenção da tenacidade da ZAC. O teor de Ni é controlado para ser no máximo 4,0% uma vez que quantidades crescentes de Ni resultam em custos crescentes de uma placa.

Onde adicionado em pequena quantidade, o Nb (nióbio) é um elemento que contribui para o refino da microestrutura, reforço da transformação e reforço da precipitação, e é eficaz para garantir a resistência da matriz. Portanto, o Nb é adicionado em uma quantidade de 0,005% ou mais.

Por outro lado, a adição excessiva de Nb endurece a ZAC e deteriora notavelmente a tenacidade. Portanto, o limite superior de Nb é controlado para ser 0,050%.

Onde adicionado em uma pequena quantidade, o Ti (titânio) é eficaz no refino da estrutura, reforço da precipitação que melhora a resistên

cia e a tenacidade do metal base e geração de TiN que melhora a tenacidade da ZAC da junta soldada. Portanto, o Ti é adicionado em uma quantidade de 0,005% ou mais. Por outro lado, uma adição excessiva de Ti deteriora notavelmente a tenacidade da ZAC. Portanto, o limite superior de Ti é controlado para ser 0,050%.

Al (alumínio) é um elemento desoxidante importante e é adicio

nado em uma quantidade de 0,002% ou mais. Por outro lado, a adição excessiva de alumínio deteriora a qualidade de superfície da placa e forma inclusões que perturbam a tenacidade do aço. Portanto, o limite superior do alumínio é controlado para ser 0,10%.

N (nitrogênio) é combinado com Ti e forma nitretos que melho

ram a tenacidade da ZAC. Portanto, N é adicionado em uma quantidade de 0,010% ou mais. Por outro lado, uma adição excessiva de N gera fragilidade pelo N solúvel. Portanto, a quantidade de Ni é controlada para ser 0,0080% ou menos.

Elementos opcionais adicionais são limitados pela razão descrita

abaixo.

Cada um dos elementos entre Cu (cobre), Cr (cromo), e Mo (molibdênio) aumenta a capacidade de endurecimento e é eficaz no reforço do aço. Portanto, eles são adicionados em uma quantidade de 0,05% ou mais. Por outro lado, o Cu é limitado para ser 1,5% ou menos, e Cr e Mo são limitados para serem 1,0% ou menos uma vez que sua adição excessiva deteriora a tenacidade da ZAC.

V (vanádio) contribui para o aumento da resistência pelo efeito do reforço da precipitação. Portanto, V é adicionado e, uma quantidade de 0,005% ou mais. Por outro lado, seu limite superior é controlado para ser 0,10% uma vez que uma adição de V excedendo 0,10% reduz a tenacidade da ZAC.

B (boro) é um elemento para melhorar a capacidade de endurecimento e é eficaz para aumentar a resistência do aço pela sua adição em uma quantidade adequada. Por outro lado, uma adição excessiva de B deteriora a capacidade de soldagem. Portanto, o teor de boro é controlado para ser 0,0002 a 0,0030%.

Mg (magnésio), Ca (cálcio), e REM formam óxidos finos ou sulfetos e contribuem para a melhoria da tenacidade da ZAC. Por outro lado, uma adição excessiva embrutece as inclusões e reduz a tenacidade. Portanto, o Mg é controlado para estar em uma faixa de 0,0003 a 0,0050%, Ca é 20 controlado para estar em uma faixa de 0,0005 a 0,0030%, REM é controlado para estar em uma faixa de 0,0005 a 0,010%. REM denota um elemento terra rara (metal terra rara) tal como La, Ce, ou similar.

Além disso, para garantir a resistência do metal base e a resistência da junta consistentemente, o Ceq mostrado pela fórmula descrita a25 baixo deve ser controlado para estar em uma faixa de 0,30 a 0,50%. Onde o Ceq for menor que 0,30%, é difícil garantir o limite de elasticidade para ser 390 MPa ou mais em um metal base feito de aço grosso tendo uma espessura de chapa de 50 mm ou mais. Onde o Ceq excede 0,50%, é difícil garantir a capacidade de soldagem e a tenacidade da junta. Em adição, há a pos30 sibilidade de que a capacidade de detenção seja reduzida por uma resistência muito alta.

Ceq=[C]+[Mn]/6+(rCu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5, onde [símbolo do elemento] denota o teor (em % em massa) do elemento. Isto é, onde X denota o símbolo de um elemento, [X] denota o teor (em % em massa) do elemento X.

Exemplos

A seguir, os efeitos da presente invenção são mostrados aparen

temente de acordo com exemplos. A presente invenção não é limitada aos exemplos descritos abaixo, e pode ser configurada de modo modificado dentro de uma faixa do escopo da invenção.

Chapas de aço, cada uma tendo uma espessura de 50 a 80 mm foram produzidas de acordo com o método de produção mostrado nas Tabelas 2 e 3 usando-se placas tendo, cada uma a composição mostrada na Tabela 1. A microestrutura, a resistência do metal base, e a capacidade de retenção das chapas de aço estão mostradas nas Tabelas 4 e 5.

A fração de ferrita bruta da superfície (fração a bruta da superfície) foi medida com base na análise da imagem de um micrógrafo ótico da seção T de uma porção de superfície externa de uma chapa de aço.

A fração de perlita foi medida com base em uma fotografia microscópica ótica de uma seção T obtida a partir de 5 mm de profundidade a partir da superfície das chapas, uma porção a 1/4 da espessura da chapa, e a porção central da espessura da chapa.

Amostras de réplica foram obtidas a partir das três porções descritas acima ao longo da espessura da chapa. O tamanho de grão da cementita (diâmetro Θ) foi determinado como o diâmetro médio equivalente de círculo calculado a partir de fotografias tiradas por um microscópio de transmissão eletrônica a partir das amostras de réplica.

Amostras de EBSP fora obtidas a partir das três porções descritas acima ao longo da espessura da chapa de forma que seções T fossem submetidas à medição. Em cada amostra, após medir a região 500 χ 500 pm com todos os picos de 1 pm, foi executada a análise da orientação com um 30 pico de 3 to 5 pm ara um comprimento de 2 mm com base em um mapa de orientação de cristal. Assim, os limites dos grãos foram determinados. Então, o tamanho efetivo de grão foi calculado pelo método de dissecação de acordo com a JIS G0551.

O limite de elasticidade (YP) e o limite de resistência à tração (TS) foram avaliados usando-se um corpo de prova de resistência à tração tendo uma dimensão na 4 da JIS Z 2201 retirado ao longo da direção T a partir da porção central da espessura da chapa.

A capacidade de detenção foi avaliada pelo teste ESSO de gradiente de temperatura com base em uma temperatura na qual Kca=6000N / mm1·5 foi satisfeita.

Tabela 1

Aço C Si Mn P S Ni Nb Ti Al N A 0,033 0,22 1,42 0,013 0,003 0,56 0,036 0,018 0,026 0,0037 B 0,090 0,15 0,72 0,005 0,003 1,80 0,007 0,015 0,025 0,0041 C 0,072 0,36 1,03 0,006 0,004 1,22 0,011 0,007 0,011 0,0021 D 0,061 0,24 0,56 0,008 0,002 3,54 0,006 0,009 0,022 0,0031 E 0,080 0,45 1,00 0,007 0,003 1,41 0,018 0,022 0,075 0,0054 F 0,110 0,33 0,65 0,009 0,002 1,98 0,009 0,013 0,030 0,0038 G 0,077 0,20 1,50 0,004 0,002 1,16 0,013 0,009 0,039 0,0018 H 0,080 0,18 1,03 0,006 0,004 1,56 0,011 0,010 0,006 0,0041 I 0,014 0,14 1,71 0,010 0,003 0,75 0,014 0,042 0,019 0,0035 J 0,132 0,23 0,79 0,008 0,002 0,97 0,009 0,008 0,028 0,0036 K 0,083 0,27 1,44 0,006 0,002 0,63 0,005 0,009 0,020 0,0027 L 0,093 0,08 1,37 0,007 0,005 1,11 0,012 0,012 0,015 0,0030 M 0,058 0,04 1,05 0,005 0,002 1,46 0,017 0,018 0,024 0,0031 N 0,083 0,16 1,16 0,004 0,003 1,37 0,025 0,020 0,038 0,0071 O 0,052 0,25 1,20 0,006 0,004 2,88 0,011 0,011 0,029 0,0046 P 0,030 0,30 0,97 0,012 0,008 2,35 0,020 0,007 0,012 0,0022 Q 0,060 0,12 1,02 0,008 0,001 0,52 0,008 0,014 0,032 0,0025 R 0,146 0,34 0,92 0,003 0,003 1,20 0,010 0,008 0,018 0,0026 S 0,099 0,45 0,98 0,010 0,009 0,30 0,015 0,020 0,072 0,0050 T 0,071 0,30 1,76 0,017 0,008 2,38 0,020 0,008 0,014 0,0025 Tabela 1 -continuação

(% em massa)

Aço Cu Cr Mo V B Mg Ca REM Ceq A --- --- --- --- --- 0,0016 --- 0,31 B --- --- --- 0,0011 --- --- --- 0,33 C 0,28 0,18 --- --- --- --- --- 0,38 D --- --- --- --- --- --- 0,39 E 0,45 --- --- 0,044 - --- --- 0,38 F - --- 0,56 --- --- 0,46 G - --- 0,0015 --- 0,0041 0,40 H 0,72 --- --- --- 0,0023 --- --- 0,50 I 1,39 --- --- 0,066 0,0025 --- --- 0,45 J --- --- --- --- --- 0,0018 0,0012 --- 0,33 K --- --- --- --- --- --- --- 0,37 L 0,84 - --- --- --- --- --- 0,45 M _ 0 68 --- --- --- --- --- --- 0,47 N . --- 0,089 --- --- --- 0,39 O _ _ --- --- 0,0030 ---- 0,44 P _ _ --- --- --- 0,0028 0,35 Q _ 0,50 0,34 --- --- 0,0009 --- 0,43 R --- --- --- --- --- 0,38 S 0,44 0,14 0,15 0,050 --- --- 0,38 T --- --- --- 0,0070 0,52 0 sublinhado denota valores fora da presente invenção Tabela 2 Espessura de Aquecimento Laminação bruta CLASSE N5 Aço Espessura de Temp. (0C) Temperatura Temperatua Redução Chapa (mm) inicial (0C) Acab. (0C) Cumulativa (%) O 1 A 180 60 1135 1009 992 31 ■< O 2 B 240 65 1058 980 964 33 3 B 220 55 1072 1005 978 48 I- 4 C 280 70 1050 983 966 43 Z LU LU 5 D 300 80 997 921 902 39 eu CL < 6 E 220 50 1088 1011 985 49 UJ Ct 7 E 220 60 1065 998 975 41 O Z 8 F 200 65 1026 960 932 40 O o W 9 F 250 75 1020 954 927 40 O _I CL 10 G 250 70 1120 1014 987 38 LU X 11 H 300 80 1075 1009 984 40 LU ro

ω Tabela 2 - continuaçãoCLASSE N2 Aço Espessura de Espessura de Aquecimento Lam inação bruta Temp. (°C) Temperatura Temperatua Redução inicial (0C) Acab. (0C) Cumulativa (%) O 12 H 250 60 1070 1010 981 58 13 I 250 60 1056 984 962 40 14 I 220 50 1055 986 960 50 J 200 55 1090 1003 981 45 16 K 200 60 1010 970 948 40 17 L 220 70 1076 996 970 36 18 M 280 80 1095 1013 988 38 19 N 220 65 1141 1057 1020 34 O 250 75 970 926 907 44 21 P 200 50 1122 1024 1001 53 22 Q 200 60 1020 965 934 45 EXEMPLOS CONFORME A PRESENTE INVENÇÃO Tabela 2 - continuação

CLASSE

N2

10

11

Aço

G

H

Laminação de Acabamento

Temperatura

inicial

_(°C)

805

825

850

810

860

833

825

819

815

798

791

Temperatura

acab.

_(°c)

778

803

829

792

841

806

801

798

792

775

773

Ar3

(0C)

774

745

742

752

677

733

737

690

694

724

731

T

(0C)

814

850

868

821

885

862

845

857

839

819

816

Redução Cumulativa _(%)

52

59

52

56

57 55

54 46 50

55

56

Resfriamento acelerado

Taxa de Resfriação

(°C/s)

16

15

10

12

9

12

11

15

9

13

9

Temperatura inicial (0C)

748

786

799

770

822

788

785

784

778

760

761

Temperatura acab. (0C)

458

306

475

213

255

280

116

141

184

239

275

Tratamento

térmico

Temperatura

(0C)

550

395

485

N>

Ol Tabela 2 - continuaçãoCLASSE Ns Aço Laminação de Acabamento Resfriamento acelerado T ratamento térmico O Temperatura Temperatura Ar3 T Redução Taxa de Temperatura Temperatura Temperatura >< inicial acab. (0C) (0C) Cumulativa Resfriação inicial (0C) acab. (0C) .(0C) O (0C) (0C) (%) (0C Is) 12 H 810 792 724 850 43 12 775 306 _ 13 I 805 784 718 821 60 8 765 425 586 14 I 820 797 715 838 55 14 773 384 J 815 795 769 837 50 12 776 269 16 K 800 782 753 817 50 11 765 346 17 L 805 786 715 817 50 10 770 280 18 M 800 781 743 812 54 8 769 135 523 19 N 822 803 736 835 55 10 788 304 O 845 824 663 871 46 9 807 286 21 P 880 860 709 897 47 16 842 401 22 Q 810 789 765 813 45 12 773 346 500 T=(37x[Ni]+810x(1,1 -t/500). EXEMPLOS CONFORME A PRESENTE INVENÇÃO Tabela 3

N5 Aço Espessura da Placa Espessura da Chapa Aquecimento Laminação bruta Temperatura Temperatura Temperatura acab. Taxa de (0C) inicial (0C) Resfriação (0C) (°C/s) 23 A 180 60 1135 1006 990 31 24 B 240 65 1060 983 965 33 B 220 55 1071 1005 980 48 26 C 280 70 1055 987 962 43 27 D 300 80 996 918 901 58 28 E 220 50 1090 1012 982 49 29 E 220 60 1164 998 977 41 F 200 65 1025 959 930 40 31 F 200 75 1020 955 927 25 32 G 210 70 1186 1071 1036 26 33 H 300 80 1075 1005 981 40 34 I 250 60 1055 985 960 40 Tabela 3 -continuaçãoAquecimento Laminação bruta CLASSE N2 Aço Espessura da Placa Espessura da Chapa Temperatura Temperatura Temperatura acab. Taxa de (mm) (mm) (0C) inicial TC) Resfriação (0C) (°C Is) O 35 J 200 55 1093 1002 979 58 36 K 200 60 1010 970 948 40 37 L 220 70 1076 997 972 36 1--- 38 M 280 80 1097 1013 990 38 39 N 200 65 1141 1056 1018 28 < 40 O 250 75 973 929 908 44 LU 2 41 P 200 50 1122 1024 1001 53 Cd O Z 42 Q 200 60 1020 965 934 45 43 R 280 70 1050 985 966 43 CL 44 S 220 50 1085 1012 983 49 45 T 200 50 1120 1029 1005 53 Tabela 3 -continuaçãoCLASSE N2 Aço Lam inação de Acabamento Resfriamento acelerado Tratamento térmico Temperatura Taxa de Ar3 T Redução Taxa de Temperatura Temperatura Temp. (0C) Resfriação (0C) (0C) Cumulativa Resfriação inicial acab. (0C) (°C Is) (%) (0C /s) (0C) TC) EXEMPLOS CONFORME A PRESENTE INVENÇÃO 23 A 782 758 774 814 52 15 739 467 24 B 827 804 745 850 59 5 788 303 B 891 870 742 868 52 10 826 480 26 C 812 793 752 821 56 12 772 218 635 27 D 860 840 677 885 36 9 821 263 28 E 835 807 733 862 55 12 705 251 29 E 825 802 737 845 54 11 785 110 395 F 875 847 690 857 46 15 825 192 487 31 F 815 790 694 839 50 9 778 182 . 32 G 795 772 724 819 55 13 758 235 _ 33 H 790 772 731 816 56 9 763 528 _ N>

CO Tabela 3 -continuaçãoLaminação de Acabamento Resfriamento acelerado Tratamento térmico CLASSE Ne Aço Temperatura Taxa de Ar3 T Redução Taxa de Temperatura Temperatura Temp. (0C) Resfriação (0C) (0C) Cumulativa Resfriação inicial acab. (0C) CC Is) (%) (0CIs) (0C) TC) O 34 I 805 786 718 821 60 0Ji - - '< O 35 J 815 794 769 837 35 12 777 258 Z Lll > 36 K 840 822 753 817 50 11 805 375 Z ULI 37 L 805 786 715 817 50 4 771 276 IZ CO 38 M 800 780 743 812 54 8 769 138 620 39 N 820 801 736 835 55 10 788 303 LU 40 O 845 825 663 871 46 9 808 543 41 P 705 693 709 897 47 16 680 395 O 42 Q 810 790 765 813 45 12 741 334 503 O CO 43 R 810 794 747 820 56 12 768 220 575 O -I 0_ 44 S 804 780 776 821 55 13 759 286 2 LU LU 45 T 878 860 631 898 47 15 844 405 T=(37x[Ni]+810*(1,1 -t/500). 0 sublinhado denota valores fora da faixa da invenção Tabela 4 Microestrutura asse N2 Aço Espessura da chapa Fração bainita Fração perlita Fração de super¬ Tamanho médio de Tamanho médio ((pm) grão Θ (mm) (%) (%) fície α bruta (%) (pm) efetivo de grão (pm) O 1 A 60 63 1,5 5,3 0,24 14 15 >< O 2 B 65 73 3,0 1,8 0,37 21 23 Z UJ Z 3 B 55 75 3,4 1,4 0,39 23 24 LU I- 4 C 70 74 2,3 1,2 0,40 17 19 Z LU UJ 5 D 80 72 1,0 0,8 0,17 31 34 tr CL < 6 E 50 80 2,2 2,5 0,28 20 22 LU QL 7 E 60 79 2,5 3,0 0,30 20 21 O Z 8 F 65 76 3,4 1,3 0,32 23 25 9 F 75 79 4,1 2,2 0,36 23 24 CL 10 G 70 87 0,9 2,3 0,28 18 19 11 H 80 89 1,6 1,6 0,39 20 21 Tabela 4 -continuaçãoMicroestrutura Classe N2 Aço Espessura da chapa Fração bainita Fração perlita Fração de super¬ Tamanho médio de Tamanho médio ((Mm) (mm) (%) (%) fície a bruta (%) grão θ (μηι) efetivo de grão (μιη) O 1 H 60 92 1,4 1,1 0,31 20 22 '< o 13 I 60 90 0,2 8,4 0,10 15 16 z UJ Z 14 I 50 95 0,1 7,2 0,08 16 17 UJ 1--- 15 J 55 71 2,5 1,3 0,37 16 18 16 K 60 75 2,0 4,4 0,30 14 15 < 17 L 70 86 2,3 2,8 0,35 16 18 UJ cr 18 M 80 84 1,8 2,5 0,40 17 20 19 N 65 78 2,1 3,0 0,31 18 20 O 75 85 1,5 2,0 0,24 26 30 CL 21 P 50 66 0,8 4,6 0,16 25 29 LLI X 22 Q 60 91 1,2 2,5 0,22 14 15 LiJ Tabela 4 -continuaçãoResistência do metal base Capacidade de detenção Classe N2 Aço YP TS TKca=6000 (MPa) (MPa) (0C) O 1 A 443 566 -24 2 B 450 568 -21 2 3 B 467 577 -28 UJ l·--- 4 C 462 550 -20 2 UJ LU 5 D 426 539 -23 cc Cl < 6 E 485 605 -36 UJ Ct 7 E 512 602 -32 O 2 8 F 488 584 -30 9 F 483 601 -28 CL 10 G 474 580 -23 2 LU X 11 H 469 570 -21 UJ Tabela 4 -continuaçãoClasse N5 Aço Resistência do metal base Capacidade de detenção YP TS TKca=6000 (MPa) (MPa) (0C) EXEMPLOS CONFORME A PRESENTE INVENÇÃO 12 H 478 593 -24 1 I 502 604 -22 14 I 519 626 -27 J 469 561 -25 16 K 458 573 -24 17 L 490 620 -20 18 M 486 572 -19 19 N 464 587 -23 O 471 599 -20 21 P 453 574 -27 22 Q 467 597 -24 CO

d=(7,11 x[Ni]+11) x(1,2-t/300) EXEMPLOS CONFORME A PRESENTE INVENÇÃO Tabela 5

Classe

Nq Aço Espessura Microestrutura Resistência do Capacidade da chapa metal base de detenção Fração Fração Fração de su¬ Tamanho mé¬ Tamanho mé¬ 9 (Mm) YP TS T Kca=6000 bainita perlita perfície α bruta dio de grão Θ dio efetivo de (MPa) (MPa) (0C) (%) (%) (%) (μηη) grão (Mm) 23 A 60 58 1,8 12 0,46 15 15 410 521 11 24 B 65 68 LZ 2,8 0.61 23 23 412 523 14 B 55 78 3,8 1,0 0,40 26 24 470 582 12 26 C 70 73 2,3 1,1 0.82 17 19 452 541 16 27 D 80 74 1,1 0,8 0,15 37 34 431 544 13 28 E 50 72 2,3 14 0,30 21 22 443 557 3 29 E 60 79 2,6 3,8 0,34 24 21 510 602 8 F 65 77 3,5 0,5 0,23 29 25 486 585 5 31 F 75 79 4,5 2,6 0,33 26 24 480 597 9 32 G 70 87 0,9 3,6 0,31 22 19 472 583 12 33 H 80 82 1,2 1,3 0,55 20 21 427 531 21 Tabela 5 -continuaçãoResistência do Capacidade Microestrutura metal base de detenção Classe N2 Aço Espessura Fração Fração Fração de su¬ Tamanho mé¬ Tamanho mé¬ Θ (Mm) YP TS T Kca=6000 da chapa bainita perlita perfície α bruta dio de grão Θ dio efetivo de (MPa) (MPa) (0C) (mm) (%) (%) (%) (μη) grão (μιτι) O 34 I 60 80 6j2 9,7 0,60 22 16 454 567 10 J 55 70 2,7 2,0 0,36 21 18 465 556 4 36 K 60 77 2,1 4,0 0,36 19 15 463 580 8 I- 37 L 70 81 5,3 3,5 0.53 18 18 480 607 11 Z LLl CO 38 M 80 83 1,9 2,5 0,76 19 20 475 559 15 39 N 65 79 2,3 3,1 0,35 22 20 465 586 12 LU 40 O 75 80 1,7 2,7 0.54 28 30 462 585 14 41 P 50 61 0,9 16 0,18 26 29 464 583 7 Z 42 Q 60 86 1,4 13 0,26 15 15 455 576 10 O O ω 43 R 70 82 4,2 1,0 0.57 18 19 483 576 20 O CL 44 S 50 85 2,0 3,2 0,29 16 14 482 603 7 45 T 50 93 0,4 0,5 0,48 28 29 521 667 17 d={7.11 *[Ni]+11) x(1.2-t/300) Sublinhado denota valores fora da faixa da presente invenção As chapas de aço nes 1 a 22 como exemplos conforme a presente invenção tiveram composições químicas dentro de uma faixa predeterminada e foram produzidas sob condições predeterminadas. Portanto, cada uma das chapas teve resistência suficiente como um aço de YP: classe de 390 a 460MPa, e tiveram uma capacidade de detenção satisfatória.

Por outro lado, nas chapas de aço n-s 23 a 45 como exemplos comparativos, a composição química ou a condição de produção estava fora da faixa predeterminada da presente invenção. Como resultado, a capacidade de detenção foi reduzida em cada caso.

Nos n2S 23 e 41, as temperaturas de laminação de acabamento

foram menores que Ar3, e foi gerada ferrita bruta em grandes quantidades nas porções de superfície, resultando na redução da capacidade de detenção.

Nos n2S 28 e 42, a temperatura de laminação de acabamento não estava abaixo da Ar3, mas o resfriamento acelerado foi iniciado a uma temperatura menor que Ar3. Portanto, frações de ferrita bruta de superfície foram aumentadas resultando na redução da capacidade de detenção.

Nos n-s 24 e 37, o resfriamento acelerado foi executado a uma baixa taxa de resfriamento.

Nos n-s 33 e 40, a temperatura de interrupção do resfriamento foi

maior que 500°C.

Nos nQS 26 e 38, as temperaturas do tratamento térmico foram maiores que 600°C. Portanto, a cementita teve um tamanho grande em cada um dos casos, e uma capacidade de detenção suficiente não pode ser obtida.

O n2 34 foi submetido ao resfriamento a ar sem execução do resfriamento acelerado. Portanto, o tamanho de grão efetivo não foi refinado, resultando em uma redução da capacidade de detenção.

Os n°s 27 e 35 foram laminados com uma pequena redução cumulativa da laminação de acabamento.

Nos n-s 25, 30, e 36, o tamanho efetivo de grão foi embrutecido devido às altas temperaturas de laminação de acabamento, resultando em uma redução da capacidade de detenção.

O ne 29 foi aquecido a alta temperatura.

Os nos 31 e 39 foram laminados brutamente com pequena redução cumulativa.

O ns 32 foi aquecido a alta temperatura e foi laminado brutamen

te com uma pequena redução cumulativa. Portanto, o tamanho efetivo de grão foi embrutecido, resultando na redução da capacidade de detenção.

No n2 43, a cementíta teve tamanho grande devido ao teor excessivo de C. Como resultado, a capacidade de detenção foi reduzida, e a tenacidade da ZAC foi reduzida.

No n2 44, a capacidade de detenção foi insuficiente devido ao pequeno teor de Ni.

No n° 45, a resistência foi muito aumentada devido ao alto Ceq, resultando na redução da capacidade de detenção.

APLICABILIDADE INDUSTRIAL

Aplicando-se a presente invenção, chapas de aço com alta capacidade de detenção aplicáveis a grandes construções podem ser fornecidas por um método de produção estável e eficaz, onde os indicadores da capacidade de detenção TKCa=6ooodas chapas são -10°C ou menos, mesmo 20 quando as chapas de aço são chapas grossas tendo uma espessura de 50 mm ou mais, e o limite de elasticidade do aço está na faixa de 390 a 460 MPa. Portanto, a presente invenção tem grande aplicabilidade industrial.

Claims

1. Chapa de aço grossa de alta resistência, compreendendo: uma composição contendo, em % em massa, C: 0,01 a 0,14%, Si: 0,03 a 0,5%, Mn: 0,3 a 2,0%, P: 0,020% ou menos, S: 0,010% ou menos, Ni: 0,5 a 4,0%, Nb: 0,005 a 0,050%, Ti: 0,005 a 0,050%, Al: 0,002 a 0,10%, N: 0,0010 a 0,0080%, e o saldo consistindo em Fe e as inevitáveis impurezas, onde o Ceq definido pela fórmula (1) descrita abaixo é 0,30 a 0,50%; uma microestrutura dominada por bainita de 60% ou mais em fração de volume, em que a fração perlita é menor ou igual a 5%, a fração de ferrita bruta tendo um diâmetro equivalente de círculo maior que 25 pm é menor ou igual a 10% em porções de superfície tendo, cada uma, uma profundidade de 5% da espessura da chapa a partir das superfícies frontal e traseira da chapa, o diâmetro médio equivalente de círculo de cementita é menor ou igual a 0,5 pm, e o diâmetro médio equivalente do círculo de domínios resistentes à propagação de trinca-padrão é maior ou igual a 8 pm e menor ou igual a d (pm) definido pela fórmula (2) descrita abaixo, onde cada um dos domínios resistentes à propagação de trincapadrão é definido de forma que a seção perpendicular à direção de laminação da chapa é definida como a seção T, a direção em paralelo à superfície da chapa é definida como direção T na seção T, a porção interna da seção T é definida como a porção excluindo as porções de superfície, a microestrutura da seção T é dividida em domínios que tenham a mesma orientação de cristal (domínio de iso-orientação) pela análise de orientação da porção interna usando-se Electron Back Scattering Pattern, uma linha de medição arbitrária é desenhada na microestrutura da seção T dividida em domínios de iso-orientação pela aplicação do método de dissecação conforme a norma JIS G0551, uma pluralidade de domínios de iso-orientação tendo um diâmetro equivalente de círculo de 8 pm alinhados continuamente e adjacentes entre si na linha de medição são identificados excluindo-se os domínios de iso-orientação que tenham um diâmetro equivalente de círculo de menos de8μm, o eixo <001 > mais próximo da direção T é selecionado entre três eixos <001 > de cada um dos domínios de iso-orientação identificados, um ângulo (ângulo de desvio de propagação de fendas) formado pelos eixos <001 > mais próximos à direção T dos domínios de isoorientação é medido em cada par adjacente dos domínios de iso-orientação da linha de medição, os domínios de iso-orientação alinhados continuamente que satisfazem um ângulo menor ou igual a 20° e os domínios de iso-orientação adjacentes tendo um diâmetro equivalente de círculo de menos de 8pm são considerados como constituindo o domínio de resistência à propagação de trinca-padrão. Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 ...(1) d = (7.11 x[Ni]+11) *(1,2-t/300) ...(2) em que [X] denota o teor (em % em massa) de um elemento X e t denota a espessura da chapa (mm).

2. Chapa de aço grossa de alta resistência de acordo com a reivindicação 1, também contendo, em % em massa, um ou dois ou mais elementos selecionados entre Cu: 0,05 a 1,5%, Cr: 0,05 a 1,0%, Mo: 0,05 a 1,0%, V: 0,005 a 0,10%, e B: 0,002 a 0,0030%.

3. Chapa de aço grossa de alta resistência de acordo com a reivindicação 1, também contendo, em % em massa, um ou dois ou mais elementos selecionados entre Mg: 0,0003 a 0,0050%, Ca: 0,0005 a 0,0030%, e REM: 0,0005 a 0,010%.

4. Chapa de aço grossa de alta resistência de acordo com a reivindicação 2, também contendo, em % em massa, um ou dois ou mais elementos selecionados entre Mg: 0,0003 a 0,0050%, Ca: 0,0005 a 0,0030%, e REM: 0,0005 a 0,010%.

5. Método de produção de uma chapa de aço grossa de alta resistência, compreendendo: reaquecer uma placa de aço tendo uma composição como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 4, acima até 950 a 1150°C; executar laminação bruta no aço a uma temperatura de no mínimo 900°C com uma redução cumulativa de 30% ou mais; executar laminação de acabamento no aço a uma temperatura de no mínimo a temperatura Ar3 e de no máximo T(0C) definida pela fórmula (3) descrita abaixo, com uma redução cumulativa de 40%; executar resfriamento acelerado do aço com uma taxa de resfriamento de 8°C/s ou mais em média através da espessura da chapa a partir de uma temperatura de no mínimo a temperatura Ar3 até uma temperatura de no máximo 500°C. T = (37x[Ni]+810) x(1,1-t/500) ...(3) onde [Ni] denota o teor de Ni (em % em massa) e t denota a espessura da chapa (mm).

6. Método de produção de chapa de aço grossa de acordo com a reivindicação 5, também compreendendo a execução de têmpera do aço a uma temperatura de 300 a 600°C após o término do resfriamento acelerado.