BR112012024297B1

BR112012024297B1 - Método de produção de uma chapa de aço

Info

Publication number: BR112012024297B1
Application number: BR112012024297-0A
Authority: BR
Inventors: Hiroyuki Shirahata; Ryuji Uemori; Akihiko Kojima
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Priority date: 2010-05-27
Filing date: 2011-04-21
Publication date: 2019-02-12
Also published as: WO2011148754A1; BR112012024297A2; JP4897126B2; JPWO2011148754A1

Abstract

método de produção de chapa de aço. um método de produção de uma chapa de aço que seja aplicável a um grande aço estrutural submetido à soldagem com alta entrada de calor, e que seja excelente na tenacidade do metal base e da zona afetada pelo calor, pela supressão do embrutecimento da estrutura de uma parte da superfície do metal base e da parte central da espessura da chapa da zona afetada pelo carlor, o método incluindo lingotamento, no qual taxa de resfriamento durante o resfriamento é 0,1<198> c/s ou mais em uma faixa de temperaturas de 1100<198> c a 1300<198> c na parte central da espessura da chapa, um strand que é um aço que satisfaz como composição química uma condição predeterminada tal como adições de c, mn, nb, ti, e n e que inclui tin com um diâmetro equivalente de círculo de 0,02 a 0,05 <109>m de 5,0x10^ 4^ peças/mm^ 2^ ou mais na parte central da espessura da chapa; aquecer o strand em uma condição predeterminada; executar a laminação de acabamento na qual a redução cumulativa da laminação é 40% ou mais a uma temperatura de ar~ 3~ até 880<198>c após a laminação de desbaste; e executar o resfriamento acelerado posterior no qual a taxa média de resfriamento da espessura da chapa é 5<198>c/s ou mais desde a temperatura ar~ 3~ ou mais até a temperatura de 550<198>c ou menos.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para MÉTODO DE PRODUÇÃO DE UMA CHAPA DE AÇO.

Campo Técnico [001] A presente invenção de refere a um método de produção de uma chapa de aço que seja excelente em tenacidade do metal base e da zona afetada pelo calor (ZTA). A chapa de aço produzida pela presente invenção é adequada para estruturas soldadas tais como navios, edifícios, pontes, tanques e estruturas de alto mar. Em adição, a chapa de aço produzida pela presente invenção não é limitada a uma chapa de aço grossa, mas se aplica a produtos fabricados tais como tubos de aço, colunas, etc., de forma que esses são também assuntos da invenção.

Fundamentos da Técnica [002] Em anos recentes, em adição ao aumento do tamanho das estruturas de aço e ao alto reforço e à alta espessura da chapa de aço usada, os requisitos de tenacidade estão se tornando mais severos em termos de garantir segurança. Uma vez que essas estruturas são produzidas por soldagem, a tenacidade de uma pela soldada é também simultaneamente necessária. Especialmente, no passado recente, a garantia da tenacidade da ZTA se torna crescentemente difícil, porque uma soldagem com alta entrada de calor, tal como soldagem a arco submerso soldagem a arco de eletrogás, é aplicada a muitos casos para melhorar a eficiência da soldagem da construção.

[003] Muitos métodos de melhoria da tenacidade na ZTA em uma junta soldada da soldagem de alta entrada de calor foram propostas até agora. Os métodos podem ser divididos basicamente nos dois tipos a seguir pela ideia técnica. Um é uma técnica de prevenção do embrutecimento do grão de austenita (γ) pelo uso de um efeito de fixação que utiliza as partículas em um aço. Um outro é uma técnica de refino efetivo do grão pelo uso de uma transformação intragranular

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2/32 desde γ até uma ferrita (a).

[004] Como técnica concernente ao primeiro método (o efeito de fixação), é mencionada a investigação de um efeito de supressão do crescimento do grão γ por vários tipos de nitretos, carbonetos, óxidos, sulfetos, etc. Por exemplo, no aço contendo Ti, partículas finas de TiN se formam no aço e são capazes de suprimir efetivamente o crescimento dos grãos γ na ZTA na junta soldada da soldagem de alta entrada de calor (por exemplo, o documento Não-Patentário 1).

[005] Em relação aos óxidos e aos sulfetos, é proposta a técnica de melhorar a tenacidade na ZTA para o aço que inclui 0,04 a 0,10% de Al, 0,002 a 0,02% de Ti, e 0,003 a 0,05% de metais terras raras (REM) (por exemplo, documento Patentário 1). Este é o método que utilize os óxidos e os sulfetos para suprimir o embrutecimento dos grãos na ZTA durante a soldagem com alta entrada de calor.

[006] Por outro lado, como técnica concernente com o Segundo método (transformação intragranular), o aço que inclui pelo menos um entre óxidos de Ti e compostos de óxidos de Ti com um diâmetro de partícula de 0,1 a 3,0 pm e com um número de partículas de 5x10³ a 1x10⁷ peças/mm³ é proposto (por exemplo, documento Patentário 2). Esta é a técnica que utiliza as partículas dos óxidos de Ti e os compostos dos óxidos de Ti e os nitretos de Ti como núcleos para a transformação intragranular desde γ até a ferrita (a) na ZTA, de forma que a tenacidade seja melhorada pelo refino da estrutura da ZTA.

[007] Além disso, uma vez que BN também age como núcleo de transformação de α, o aço que inclui 0,005 a 0,08% de Al, 0,0003 a 0,0050% de B, e pelo menos um elemento entre Ti, Ca, e REM de 0,03% ou menos é proposto (por exemplo documento Patentário 3). Esta é a técnica que forma o BN pelo uso de óxidos e sulfetos de uma RFEM não dissolvida e/ou Ca, ou o TiN como ponto de nucleação na ZTA durante o resfriamento, de modo que a tenacidade na ZTA seja

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3/32 melhorada pela formação de α a partir de BN.

[008] Embora a técnica acima mencionada melhore a tenacidade na ZTA nas juntas soldadas da soldagem de alta entrada de calor, também é proposta a técnica que melhora a tenacidade do metal base pelo uso de inclusões (por exemplo, documento Patentário 4). Esta é a técnica que conduz uma laminação em uma condição predeterminada pelo uso de um veio que inclui partículas de óxido com um tamanho e número predeterminados, de forma que a tenacidade do metal base é melhorada pelo refino efetivo do tamanho de grão y.

Lista de Citações Documento Patentário

[Documento Patentário 1]Japanese	Unexamined	Patent
Application, First Publication n° S60-184663 [Documento Patentário 2]Japanese	Unexamined	Patent
Application, First Publication n° S60-245768 [Documento Patentário 3]Japanese	Unexamined	Patent
Application, First Publication n° S61-253344 [Documento Patentário 4] Japanese	Unexamined	Patent

Application, First Publication n° 2002-309315

Documento Não-Patentário [Documento Não-Patentário 1] Kanazawa, Nakajima, Okamoto, e Kaneya, Improved Toughness of Weld Fusion Zone by Fine TiN Particles and Development of a Steel for Large Heat Input Welding, Tetsu-to-Hagane, Vol.61 (1975), pg.2589

Resumo da Invenção

Problema Técnico [009] A técnica descrita no documento Não-Patentário 1 é apenas a técnica geral que utiliza partículas de TiN, e não há descrição detalhada sobre o controle da composição, o diâmetro de partícula, e a distribuição. Assim é difícil que uma excelente tenacidade na ZTA no

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4/32 caso de soldagem com alta entrada de calor, como o alvo da presente invenção, seja obtida apenas pela técnica.

[0010] O método descrito no documento Patentário 1 é a utilização dos sulfetos e dos óxidos de REM. Entretanto, em geral, é difícil dispersar os sulfetos e os óxidos finamente. Há um limite na obtenção de tamanho pequeno de grão γ na ZTA na junta soldada de soldagem com alta entrada de calor. Se os sulfetos e óxidos brutos existirem no aço, a tenacidade pode deteriorar.

[0011] A técnica descrita no documento Patentário 2 é a utilização de óxidos de Ti e partículas compostas de óxidos de Ti e nitretos de Ti como núcleo para a transformação intragranular desde γ até a ferrita (a). Entretanto, há uma limitação na obtenção do refino da estrutura da ZTA apenas pela transformação intragranular quando os grãos γ embrutecem pela soldagem com alta entrada de calor. Em adição, uma vez que o tamanho das partículas que são efetivas como o núcleo de transformação α é relativamente grande, a tenacidade pode deteriorar.

[0012] A técnica descrita no documento Patentário 3 é a utilização de BN que é formado nos óxidos e nos sulfetos de REM, os de Ca, ou o TiN como núcleo de transformação a. Entretanto, o efeito é limitado quando os grãos γ são brutos, e os óxidos e os sulfetos podem se tornar origem de fraturas.

[0013] A técnica descrita no documento Patentário 4 é a utilização das partículas de óxido que é geralmente usada para a melhoria da tenacidade da ZTA, para controlar efetivamente a tenacidade do metal base. Entretanto, quando existem óxidos brutos, a tenacidade pode deteriorar.

[0014] A presente invenção foi feita em consideração dos problemas mencionados acima, e um objetivo da presente invenção é fornecer um método de produção da chapa de aço que seja aplicável a um aço estrutural grande e seja excelente em tenacidade no metal base e

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5/32 na zona afetada pelo calor.

Solução para o problema [0015] Em consideração aos nitretos com Ti incluído que são formados no veio e na condição de aquecimento de uma laminação a quente, a presente Invenção fornece o método para controlar os nitretos com Ti incluído o que contribui para o refino do metal base e a supressão do embrutecimento do tamanho do grão na ZTA, e fornece o método de produção da chapa de aço que é excelente em tenacidade do metal base e da zona afetada pelo calor. Por exemplo, a chapa de aço tem um limite de elasticidade de 315 MPa a 580 MPa e uma resistência à tração de 440 MPa a 720 MPa. O limite de elasticidade pode ser 500 MPa ou menos, e a resistência à tração pode ser 490 MPa a 620 MPa. Por exemplo, a espessura da chapa é 10 a 100 mm, e o seu limite inferior pode ser 12 mm, 20 mm ou mais preferivelmente 30 mm. O limite superior da espessura da chapa pode ser 70 mm ou 50 mm. Por exemplo, o alvo da tenacidade do metal base é obter -50Ό ou menos de vTrs ou um valor mais alto de energia absorvida Charpy a 40*C tal como 31 J ou mais, 47 J ou mais, ou 100 J ou mais. Por exemplo, o alvo da tenacidade da zona afetada pelo calor é obter 40*C ou menos das vTrs ou alto valor da energia abs orvida Charpy a 21 *C como 27 J ou mais, 34 J ou mais, ou 70 J ou ma is na zona afetada pelo calor da junta soldada onde a entrada de calor da soldagem é 200 kJ/cm ou mais. Um aspecto da presente invenção emprega o seguinte:

(1) Um método de produção de uma chapa de aço, o método incluindo:

[0016] lingotamento, no qual a taxa de resfriamento durante o resfriamento é 0,10/s ou mais em uma faixa de temperaturas de 1100 a 1300Ό na parte central de uma espessura veio, um passe que é um aço incluindo como composição química, em % em massa,

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C : 0,03 a 0,16%,

Si: 0,03 a 0,5%,

Mn : 0,3 a 2,0%,

Nb : 0,005 a 0,030%,

Ti: 0,003 a 0,050%,

Al : 0,002 a 0,10%,

N : 0,0020 a 0,0100%,

P : limitado a 0,020% ou menos,

S : limitado a 0,010% ou menos, e o saldo consistindo de ferro e das impurezas inevitáveis e satisfazendo as equações (1) e (2) a seguir, onde o veio inclui nitretos com Ti incluído com um diâmetro equivalente de círculo de 0,02 a 0,05 pm de 7,0x10⁴ ou mais por mm² em uma parte da superfície e os nitretos com Ti incluído com o diâmetro de círculo equivalente de 0,05 a 0,2 pm de 5,0x10⁴ ou mais por mm² na parte central.

aquecer o veio em uma condição que satisfaça as equações (3) e (4) a seguir;

executar a laminação de desbaste na qual a redução cumulativa da laminação é 30% ou mais a uma temperatura de 900Ό ou mais;

executar a laminação de acabamento na qual a redução cumulativa de laminação é 40% ou mais a uma temperatura do ponto Ar₃ até 880Ό; e executar a seguir o resfriamento acelerado no qual uma taxa média de resfriamento da espessura da chapa é 5°C/s ou mais a partir de uma temperatura do ponto Ar₃ ou mais até uma temperatura de 550Ό ou menos.

0,32 < [C] + 0,15[Mn] + 3,8[Nb] < 0,39 -(1)

1,5 < [Ti] / [N] < 3,0 —(2)

56000 / (1,2 - 0,18 x log [Nb]) < (T + 273) x {log(t) + 25} <

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91000 / (1,9 - 0,18 χ log [Ti]) -(3) t > 30 -(4) onde [X] é adição do elemento X em unidades de % em massa, T é a temperatura de reaquecimento em unidades de “C, e t é o tempo de retenção em unidades de minutos.

(2) O método de produção de uma chapa de aço de acordo com o item (1), o método também incluindo:

[0017] Tratar termicamente a uma temperatura de 650Ό ou menos após o resfriamento acelerado.

(3) O método de produção de uma chapa de aço conforme o item (1) ou (2), o aço também incluindo, em % em massa, pelo menos um elemento entre:

Cu : 1,5% ou menos,

Cr: 0,5% ou menos,

Mo : 0,5% ou menos,

Ni: 2,0% ou menos,

V : 0,10% ou menos,

B : 0,0030% ou menos,

Mg : 0,0050% ou menos,

Ca : 0,0030% ou menos, e

REM : 0,010% ou menos.

Efeitos vantajosos da invenção [0018] De acordo com a presente invenção, é possível fornecer, por um método de produção eficaz, uma chapa de aço com uma resistência à tração de 440 MPa ou mais, uma espessura de chapa de 10 mm ou mais, e especialmente 30 mm ou mais, que seja excelente em tenacidade com metal base e em tenacidade da ZTA mesmo se uma soldagem de alta entrada de calor de 200 a 500 kJ/cm for conduzida. Consequentemente, a presente invenção tem uma significativa aplicabilidade industrial.

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Breve descrição dos desenhos [0019] A Fig. 1 é um gráfico que indica a relação entre a densidade de TiN de 0,02 a 0,05 pm em uma parte da superfície e a temperatura de transição do aparecimento de fratura do metal base.

[0020] A Fig. 2 é um gráfico que indica a relação entre a densidade de TiN de 0,05 a 0,2 pm em uma parte central e a temperatura de transição de aparecimento de fratura de uma ZTA.

[0021] A Fig. 3 é um gráfico que indica a relação entre a taxa de resfriamento do lingotamento e a densidade de TiN.

[0022] A Fig. 4 é um gráfico que indica a faixa de condição de aquecimento da presente invenção no caso de um aço que inclui Nb: 0.02% Ti: 0,01%.

Descrição de configurações [0023] A tenacidade da ZTA deteriora pela condução de soldagem de alta entrada de calor, porque o tamanho do grão γ embrutece em uma zona afetada pelo calor (ZTA) a uma temperatura de 1400Ό ou mais e uma fase de fragilização que tem martensita - austenita como constituintes (M-A) se forma durante o resfriamento no caso de componentes de alta capacidade de endurecimento. Portanto, para melhorar a tenacidade na ZTA, é necessário combinar fundamentalmente o controle da composição química e das inclusões para refino da estrutura da ZTA.

[0024] Especialmente no componente com alta capacidade de endurecimento, a garantia da tenacidade se torna muito mais difícil, porque elementos de ligação, tais como Mn, se concentram em uma parte central da espessura da chapa e a formação de M-A é promovida. Além disso, em um teste de destruição da espessura total, uma vez que o estado de estresse da parte central da espessura da chapa se torna a mais severa, é necessário refinar a estrutura da parte central da espessura da chapa tanto quanto possível pelo uso do controle da

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9/32 microestrutura.

[0025] Por outro lado, para melhorar a tenacidade do metal base, um método de produção é também importante em adição ao controle da composição química e das inclusões. Por exemplo, é aplicado o TMCP (Processo de controle termomecânico). No processo de produção do metal base, uma vez que a temperatura mais alta de um processo de aquecimento é aproximadamente 1250Ό, é possível refinar facilmente a estrutura da parte central da espessura da chapa se comparado com a ZTA pela execução do TMCP típico tal como laminação controlada (CR) e resfriamento acelerado (ACC).

[0026] Entretanto, a temperatura em uma parte da superfície de uma chapa de aço aumenta facilmente localmente no processo de aquecimento, e grãos γ brutos formados nessa parte permanecem após a recristalização por um processo de laminação bruta de forma que a estrutura final se torna desuniforme e a tenacidade pode deteriorar. Portanto, para garantir a tenacidade da chapa de aço, é necessário suprimir a formação dos grãos γ brutos da parte da superfície. Então, os inventores consideraram se partículas de nitreto com Ti incluído, que é usado para garantir a tenacidade da ZTA de uma junta soldada da soldagem de alta entrada de calor, podem ser usadas também para o refino da parte da superfície com metal base ou não, e executaram várias investigações. Em adição, embora as partículas de nitreto com Ti incluído incluam compostos com óxidos ou sulfetos, doravante as partículas de nitreto com Ti incluído são referidas como TiN.

[0027] Embora a estabilidade do TiN em uma faixa de alta temperatura seja menor que a dos óxidos, o TiN pode ser finamente disperso em um aço com uma facilidade comparativa. Além disso, uma vez que a distribuição de tamanho muda com a história térmica, conforme descrito abaixo, descobriu-se que o processo de aquecimento é muito im

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10/32 portante entre um processo de lingotamento que produz um veio e processos que produzem a chapa de aço.

[0028] Inicialmente, no processo de aquecimento do veio para conduzir uma laminação a quente, a distribuição de TiN, que é necessário para suprimir a formação dos grãos de γ brutos e garantir a tenacidade, foi investigada. A seguir, em um processo de soldagem, a distribuição de TiN, que é necessária para suprimir o crescimento de grãos γ na ZTA na parte central da espessura da chapa e garantir a tenacidade, foi investigada. A tenacidade foi avaliada como a temperatura de transição do aparecimento da fratura, (vTrs) pela condução de um teste de impacto Charpy. Além disso, com base nesses resultados, a distribuição de TiN, que é necessária para a parte da superfície e para a parte central da espessura de chapa do veio, foi investigada em detalhes. Em adição, o tamanho e a densidade do TiN foram medidos usando-se um microscópio de transmissão eletrônica, após preparar réplicas da extração a partir de amostras que são tiradas do veio, da chapa de aço e da ZTA.

[0029] Com base nesses resultados de investigação, a relação entre o tamanho e a densidade do TiN na parte da superfície do veio e a tenacidade da parte da superfície do metal base e a relação entre o tamanho e a densidade do TiN na parte central da espessura de chapa do veio e a tenacidade da ZTA na parte central da espessura da chapa foram avaliadas. Os resultados estão mostrados na Fig. 1 e na Fig. 2.

[0030] Como mostrado na Fig. 1, quando o TiN com um diâmetro equivalente de círculo de 0,02 a 0,05 pm é 7.0x10⁴ peças ou mais por mm² na parte da superfície do veio (por exemplo, uma posição a 1/20 da espessura do veio a partir da superfície do veio), a tenacidade da parte da superfície do veio melhora. As razões porque a densidade do TiN com o diâmetro equivalente de círculo de 0,02 a 0,05 pm na superfície do veio é observada são conforme segue. Quando o TiN é menor

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11/32 que 0,02 pm, o TiN é dissolvido como solução sólida durante o aquecimento para a laminação a quente. Quando o TiN é maior que 0,05 pm, o efeito de supressão do crescimento do grão se torna insuficiente porque o efeito de fixação é ineficaz. Embora não seja necessário determinar o limite superior da densidade do TiN da parte da superfície do veio em particular, quando excessivamente grande, há a possibilidade de que ocorram defeitos de superfície na parte da superfície. Portanto, é preferível que o TiN de 0,02 a 0,05 pm seja 4,0x10⁵ peças ou menos por mm² na parte da superfície.

[0031] Também, como mostrado na Fig. 2, quando o TiN com um diâmetro equivalente de círculo de 0,05 a 0,2 pm é 5,0x10⁴ peças ou mais por mm² na parte central da espessura do veio, a tenacidade da ZTA da parte central da espessura da chapa melhora. As razões porque a densidade do TiN com o diâmetro equivalente de círculo de 0,05 a 0,2 pm na parte central da espessura da chapa do veio é observada é como segue. Quando o TiN é menor que 0,05 pm, o TiN é dissolvido como solução sólida por uma influência térmica durante a soldagem e o efeito de supressão do crescimento do grão se torna insuficiente. Quando o TiN é maior que 0,2 pm, a tenacidade do metal base deteriora. Embora também não seja necessário determinar um limite superior da densidade do TiN da parte central do veio em particular, quando muito grande, há a possibilidade de que a tenacidade da parte central da espessura de chapa do metal base deteriore. Portanto, é preferível que TiN de 0,05 a 0,2 pm seja 3,0x10⁵ peças ou menos por mm² ma parte central da espessura da chapa.

[0032] Para obter a distribuição de TiN, é necessário controlar a taxa de resfriamento do processo de lingotamento. Os inventores também investigaram, e descobriram que foi necessário que a razão do teor de Ti para o teor de N (Ti/N), em % em massa, é 1,5 a 3,0 e a taxa de resfriamento na parte central do veio em uma faixa de tempera

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12/32 turas de 1100 a 1300Ό que seja equivalente a um pico de precipitação é 0,1 Ό/s ou mais. Como mostrado na Fig. 3, quando a taxa de resfriamento na parte central do veio é 0,1 “C/s ou mais, é possível que o TiN com o diâmetro equivalente de círculo de 0,02 a 0,05 pm seja 7,0x10⁴ peças/mm² ou mais na parte da superfície do veio e o TiN com o diâmetro equivalente de círculo de 0,05 a 0,2 pm seja 5,0x10⁴ peças/mm² ou mais na parte central da espessura de chapa do veio.

[0033] Entretanto, a distribuição de TiN pode não ser necessariamente uniforme na direção da largura ou na direção longitudinal da placa (veio), e pode ser irregular com métodos de medição da densidade. Assim, quando a taxa de resfriamento é 0,1 “C/s ou menos, a densidade de TiN ou da parte da superfície ou da parte central da espessura da chapa pode satisfazer o critério de avaliação. Métodos concretos que aumentam a taxa de resfriamento são como segue, aumentar a pressão e a dosagem de água da zona de resfriamento de uma máquina de lingotamento contínuo, reduzir a espessura do molde, reduzir a espessura da placa laminando-se uma camada de nãosolidificação do veio, etc. Embora não seja necessário determinar um limite superior da taxa de resfriamento em particular, é difícil obter a taxa de resfriamento maior que ΙΌ/s devido às rest rições de espessura da placa (espessura do veio) e do equipamento. Embora a espessura da placa para o lingotamento não seja particularmente designada, a maioria das espessuras dos lingotamentos de produção de placas de aço está na faixa de 150 mm a 400 mm.

[0034] É necessário controlar a temperatura de aquecimento e o tempo de retenção da placa, quando a laminação a quente é conduzida pelo uso o veio com a distribuição de TiN. Por essa razão, é necessário dissolver suficientemente o Nb como solução sólida o que contribui para um maior reforço por uma função de aumento da temperatura de não-recristalização e controlar a temperatura de aquecimento e o

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13/32 tempo de retenção no qual o TiN na parte da superfície do veio pode ser obtido. Os inventores executaram várias experiências e os cálculos termodinâmicos concernentes com o comportamento de precipitação de Nb e Ti, e derivaram dos resultados as equações (3) e (4) a seguir.

56000 / (1,2 - 0,18 x log [Nb]) < P_H 91000 / (1,9 - 0,18 x log [Ti]) -(3) onde P_H = (T + 273) χ (log(t) + 25}.

t > 30 -(4) onde [X] é a adição do elemento X em unidades de % em massa, T é a temperatura de aquecimento em unidades de “C, e t é o tempo de retenção em unidades de minuto.

[0035] O tipo funcional de P_H é referente a um parâmetro de têmpera que é usado para a conversão de uma temperatura e de um tempo de uma têmpera. O lado esquerdo da inequação é um limite inferior de uma condição de aquecimento que muda conforme o teor de Nb, e o lado direito da inequação é um limite superior da condição de aquecimento que muda conforme o teor de Ti. Cada coeficiente foi obtido experimentalmente a partir das condições de limitação que são para formar γ bruto e que são para garantir a quantidade de Nb soluto sólido. A razão porque o tempo de retenção foi ajustado para 30 minutos ou mais é dissolver uniformemente como solução sólida de microelementos de ligação tais como Nb. Aqui, o tempo desde alcançar a temperatura que é 20Ό menor que a temperatura predete rminada do forno para extração é definido como o tempo de retenção, e a temperatura média durante esse tempo é definida como a temperatura de aquecimento. Se a placa for excessivamente aquecida até uma temperatura elevada, uma carepa muito espessa pode se formar e defeitos de superfície podem ocorrer na chapa de aço. Assim, a temperatura de aquecimento da placa pode ser limitada a 1300Ό ou menos, 1250Ό ou menos, 1200Ό ou menos, ou 1180X3 ou menos. Embo ra não seja

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14/32 necessário determinar um limite superior do tempo de retenção em particular, para evitar a diminuição na produtividade para o longo tempo de retenção, o limite superior do tempo de retenção pode ser 500 minutos, 400 minutos e 300 minutos.

[0036] A Fig. 4 mostra que um estado de Nb como solução sólida, o estado de embrutecimento do γ, e a faixa da condição térmica no vaso de Nb de 0,02% e Ti de 0,01%. Quando a placa é satisfatoriamente aquecida na faixa da condição, é possível suprimir o embrutecimento do grão γ e utilizar maximamente o Nb soluto sólido, de forma que a tenacidade do metal base possa ser melhorada sem um aumento na carga de produção de processos posteriores tais como a laminação a quente e o resfriamento acelerado.

[0037] A seguir, é explicada a razão para as limitações das condições de processamento após o aquecimento. Na presente invenção, a laminação a quente executada a 900Ό ou mais na qua I a recristalização prossegue facilmente é definida como laminação bruta, e a laminação a quente executada a 880Ό ou menos na qual a recristalização é suprimida e o refino da estrutura é promovido é definida como laminação de acabamento. Assim, a laminação bruta não precisa ser executada por um laminador desbastador, e a laminação de acabamento não precisa ser executada por um laminador de acabamento. Por exemplo, todas as laminações bruta e de acabamento podem ser executadas por um laminador de acabamento. A laminação a quente executada maior que 880Ό e menos de 900Ό pode ser ex ecutada, mas a influência para a estrutura ou as propriedades mecânicas não é notável.

[0038] É conduzida a laminação bruta, na qual a redução cumulativa da laminação é 30% ou mais à temperatura de 900Ό ou mais. Quando a temperatura é menor que 900Ό ou a redução cumulativa da laminação é menor que 30%, a recristalização do γ pode não prosse

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15/32 guir suficientemente, a estrutura pode se tornar de grãos duplex, e as propriedades do material podem se tornar desiguais. Não é necessário determinar um limite superior da temperatura da laminação bruta, e o limite superior é adequadamente determinado de acordo com a temperatura de aquecimento do veio e a temperatura de partida da laminação de acabamento. Em adição, não é necessário determinar um limite superior da redução cumulativa de laminação, e o limite superior é adequadamente determinado de acordo com a espessura do veio, com a espessura da chapa, e com a redução cumulativa da laminação de acabamento.

[0039] É conduzida a laminação de acabamento, na qual a redução cumulativa de laminação é 40% ou mais a uma temperatura de Ar₃a 880Ό. Quando a temperatura é menor que Ar₃, uma ferrita deformada pode ser formada e a tenacidade pode deteriorar. Quando a temperatura for maior que 880Ό ou a redução cumulativa da laminação for menor que 40%, uma vez que é difícil aumentar a densidade de deslocamento, a estrutura não pode ser refinada suficientemente e a tenacidade pode deteriorar.

[0040] Após terminar a laminação de acabamento, é conduzido o resfriamento acelerado no qual uma taxa média de resfriamento da espessura da chapa é õO/s desde a temperatura Ar₃ ou mais até uma temperatura de 550Ό ou menos. Quando a taxa de resfriamento é menor que õO/s ou a temperatura de término da lami nação de acabamento é maior que 550Ό, a resistência pode ser i nsuficiente, a estrutura pode não ser suficientemente refinada, e a tenacidade do material base pode deteriorar. Na chapa de aço da presente invenção, não é necessário determinar um limite superior da taxa de resfriamento, porque a estrutura transformada a baixa temperatura que deteriora a tenacidade não é formada mesmo se a taxa de resfriamento do resfriamento acelerado aumentar. Entretanto, é difícil para a taxa de resfri

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16/32 amento ser maior que lOOO/s, devido às limitações conforme a espessura da chapa e a capacidade do equipamento. O limite superior da taxa de resfriamento pode ser limitado a ϊδΌ/β, õOO/s e õOO/s.

[0041] Além disso, também não e necessário determinar o limite inferior da temperatura de parada do resfriamento na presente invenção, e o limite inferior é adequadamente determinado de acordo com as propriedades necessárias da chapa de aço. Para suprimir o crescimento de grãos e precipitados e melhorar a produtividade, é preferível que a temperatura de término de resfriamento do resfriamento acelerado possa ser 550Ό ou menos. Uma vez que o tempo para o resfriamento acelerado pode se tornar longo e a produtividade pode deteriorar quando o resfriamento acelerado é interrompido a menos de 300Ό, é preferível que a temperatura de parada do resfriamento possa ser 200Ό ou mais. Para melhorar a resistência, o limite inferior da temperatura de parada do resfriamento pode ser 300°C, 400Ό ou 450Ό.

[0042] Após o resfriamento acelerado, um tratamento térmico (têmpera) pode ser conduzido a uma temperatura de 650Ό ou menos, para controlar a resistência e a tenacidade. Quando a temperatura é maior que 650Ό, a cementita e o grão podem embrute cer, uma fratura frágil pode ser promovida, e a tenacidade do metal base pode deteriorar. Para melhorar a tenacidade da chapa de aço, é preferível que a temperatura do tratamento térmico possa ser 400Ό o u mais. A temperatura do tratamento térmico pode ser 490Ό ou mais, para melhorar suficientemente a tenacidade.

[0043] A chapa de aço produzida em condições predeterminadas pelo uso do veio com a acima mencionado distribuição de TiN é excelente na tenacidade da parte da superfície. Na chapa de aço, mesmo quando a soldagem com alta entrada de calor é executada, o TiN na ZTA na parte central da espessura da chapa não é completamente re

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17/32 solvida, e o muito TiN de 0,05 pm ou menos que podem suprimir o crescimento do grão γ permanecem efetivamente. Portanto, o embrutecimento da estrutura na ZTA na parte central da espessura da chapa da junta soldada da soldagem com alta entrada de calor pode ser suprimido até certo ponto. Por outro lado, uma vez que o TiN na parte da superfície do metal base é fina, o muito TiN é dissolvido como solução sólida pela influência térmica da soldagem com alta entrada de calor. Entretanto, por um efeito de precipitados compostos de TiN, MnS e similares que são re-precipitados durante o resfriamento, a transformação intragranular é acelerada. Como resultado, na parte central da espessura da chapa, o embrutecimento da estrutura da ZTA é suprimido. A tenacidade na ZTA da junta soldada da soldagem com alta entrada de calor que é suficiente para a prática, é obtida, uma vez que a estrutura da ZTA da parte da superfície é refinada.

[0044] A seguir, será explicada a razão para as limitações da composição química na presente invenção. Aqui o % descrito das composições significam % em massa.

[0045] Carbono (C) é um elemento essencial para melhorar a resistência, de forma que 0,03% ou mais de C são adicionados. Por outro lado, uma vez que a garantia da tenacidade da ZTA é difícil quando a adição é excessiva, o limite superior do teor de C é 0,16%. Para melhorar a resistência, o limite inferior do teor de C pode ser 0,05%, 0,06%, ou 0,07%. Para melhorar a tenacidade na ZTA, o limite superior de C pode ser 0,14%, 0,13%, ou 0,12%.

[0046] O silício (Si) é um elemento barato e desoxidante, e contribui também para o reforço do soluto, de forma que 0,03% ou mais de Si são adicionados. Por outro lado, uma vez que a capacidade de soldagem e a tenacidade da ZTA deterioram quando o teor de Si excede 0,5%, o limite superior é 0,5%. Para desoxidar com certeza, o limite inferior de Si pode ser 0,05%, 0,08% ou 0,12%. Para melhorar a capa

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18/32 cidade de soldagem e a tenacidade na HAQZ, o limite superior de Si pode ser 0,40%, 0,35% ou 0,30%.

[0047] O manganês (Mn) é um elemento que é eficaz para melhorar a resistência e a tenacidade do metal base, de modo que 0,3% ou mais de Mn são adicionados. Para melhorar a capacidade de soldagem, o limite inferior de Mn pode ser 0,5% ou 0,7%. Mais preferivelmente, a adição pode ser 0,9% ou mais ou 1,0% ou mais. Por outro lado, uma vez que a tenacidade na ZTA e a fratura na solda deterioram quando a adição é excessiva, o limite superior é 2,0%. Preferivelmente, o teor de Mn pode ser 1,8% ou menos. Mais preferivelmente, o teor de Mn pode ser 1,6% ou menos.

[0048] O fósforo (P) e o enxofre (S) são impurezas inevitáveis. Para melhorar a tenacidade do metal base e da ZTA, o limite superior de P é 0,020%, e o limite superior do S é 0,010%. Para também melhorar a tenacidade, o limite superior de P pode ser 0,017% ou 0,015%, e o limite superior de S pode ser 0,008%, 0,006%, ou 0,004%. Embora seja preferível que o teor de P e o teor de S sejam tão baixos quanto possível, o limite inferior de P pode ser 0,001% e o limite inferior do teor de S pode ser 0,0001%, porque são necessários custos significativos para reduzir os teores de P e S industrialmente.

[0049] O nióbio (Nb) é um elemento que contribui para o refino da estrutura, o reforço da transformação, e o reforço da precipitação mesmo se uma pequena quantidade de Nb for adicionada. Na presente invenção, para obter a resistência do metal base, 0,005% de Nb ou mais são adicionados. Para também melhorar a resistência, etc., o teor de Nb pode ser 0,008% ou mais ou 0,010% ou mais. Por outro lado, uma vez que a ZTA endurece e a tenacidade deteriora quando a adição de Nb é excessiva, o limite superior de Nb é 0,030% ou menos. Preferivelmente, o limite superior do teor de Nb pode ser 0,020%.

[0050] O alumínio (Al) é um importante elemento desoxidante, de

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19/32 forma que 0,002% de Al ou mais são adicionados. Para desoxidar com certeza, a adição pode ser de 0,008% ou mais ou 0,012% ou mais. Entretanto, uma vez que inclusões, que prejudicam a qualidade de superfície e são prejudiciais à tenacidade, são formadas quando o Al é excessivamente adicionado, o limite superior de Al é 0,10%. Preferivelmente, o limite superior de Al é 0,10%. Preferivelmente, o limite superior do teor de Al pode ser 0,07% ou 0,05%.

[0051] O titânio (Ti) é um elemento muito importante para a presente invenção. Ti é eficaz na melhoria do refino da estrutura e do reforço da precipitação por uma pequena quantidade de adição e melhorar a resistência e a tenacidade do metal base e a tenacidade da ZTA pela formação de TiN fino. Assim 0,003% de TI ou mais são adicionados. Preferivelmente o limite inferior de Ti pode ser 0,005% ou mais, e mais preferivelmente a adição de Ti pode ser 0,008% ou mais. Por outro lado, uma vez que a tenacidade da ZTA deteriora notavelmente quando a adição de Ti é excessiva, o limite superior de Ti é 0,050%. Preferivelmente, o limite superior de Ti pode ser 0,040%. O limite superior pode ser 0,030%, 0,025% ou 0,020%.

[0052] O nitrogênio (N) melhora a tenacidade na ZTA pela formação de nitreto com Ti, de forma que 0,0020% de N ou mais são adicionados. Preferivelmente, o limite inferior do teor de N pode ser 0,0030% ou mais, e mais preferivelmente ele pode ser 0,0035% ou mais. Por outro lado, uma vez que a fragilização ocorre pelo N soluto sólido quando a adição de N é excessiva, a adição é limitada a 0,0100% ou menos. Para evitar a fragilização, a adição pode ser 0,0080% ou menos ou 0,0060% ou menos.

[0053] C, Mn, e Nb são os elementos que contribuem para a capacidade de endurecimento, e as adições precisam satisfazer a equação (1) a seguir para a garantia da resistência do metal base e da tenacidade da ZTA.

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20/32

0,32 < [C] + 0,15[Mn] + 3,8[Nb] < 0,39 -(1) [0054] [C], [Mn], e [Nb] na equação acima são a adição de cada elemento (% em massa), e o coeficiente foi obtido experimental mente a partir da contribuição para a capacidade de endurecimento. Quando [C] + 0,15[Mn] + 3,8[Nb] é menor que 0,32, a resistência se torna insuficiente. Por outro lado, uma vez que a supressão da segregação central de Mn e Nb é especialmente difícil, a segregação central se torna pronunciada quando [C] + 0,15[Mn] + 3,8[Nb] excede 0,39 , de forma que a tenacidade na ZTA da junta soldada da soldagem com alta entrada de calor deteriora. Para melhorar a tenacidade da ZTA, o limite superior pode ser 0,38 ou 0,37. Para melhorar a resistência, o limite inferior pode ser 0,33.

[0055] Quando partículas de TiN são utilizadas para a garantia da tenacidade da ZTA, é necessário considerar o saldo de Ti e N em adição à adição individual. Quer dizer, é necessário controlar a razão da adição de Ti e N em uma faixa de 1,5 a 3,0 como mostrado na equação (2) a seguir. Quando a razão de Ti/N é menor que 1,5 , a quantidade de N soluto sólido é excessiva, de forma que a tenacidade da ZTA deteriora. Por outro lado, quando Ti/N excede 3,0 , óxidos ou sulfetos brutos são formados pelo Ti em excesso ou a resistência aumenta pela precipitação de TiC, de forma que a tenacidade da ZTA deteriora.

1,5 < [Ti] / [N] < 3,0 —(2) [0056] [Ti] e [N] na equação acima são a adição de cada elemento (% em massa).

[0057] Além disso, para melhorar a resistência e a tenacidade, pelo menos um elemento entre Cu, Cr, Mo, Ni, V, B, Mg, Ca, e REM pode ser adicionado. Entretanto, é preferível evitar a adição desses elementos para redução dos custos de ligação.

[0058] Cobre (Cu), Cromo (Cr), e Molibdênio (Mo) são elementos

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21/32 que melhoram a capacidade de endurecimento respectivamente. 0,05% ou mais de Cu, Cr, e Mo podem ser adicionados para aumentar a resistência do metal base e suprimir o amolecimento da ZTA. Por outro lado, uma vez que a tenacidade da ZTA deteriora quando a adição é excessiva, o limite superior de Cu pode ser 1,5% ou menos, os limites superiores de Cr e Mo podem ser 0,5% ou menos. Para evitar que a tenacidade na ZTA deteriore, o limite superior de Cu pode ser limitado a 0,5%, 0,35%, ou 0,2%, o limite superior de Cr pode ser limitado a 0,3%, 0,2% ou 0,1%, e o limite superior de MO pode ser limitado a 0,2%, 0,1% e 0,08%.

[0059] O níquel (Ni) é eficaz para melhorar a resistência, a capacidade de reter, e a tenacidade da ZTA, de forma que 0,05% ou mais de Ni podem ser adicionados. Por outro lado, uma vez que um aumento no teor de Ni resulta em um aumento no custo de ligação, o limite superior pode ser 2,0%. Para suprimir o aumento no custo de ligação, o limite superior de Ni pode ser 0,8%, 0,6% ou 0,4%.

[0060] O Vanádio (V) contribui para a melhoria da resistência pelo reforço da precipitação, de forma que 0,005% ou mais de V podem ser adicionados. Por outro lado, uma vez que a tenacidade da ZTA deteriora quando a adição de V é excessiva, é preferível que o limite superior do teor de V seja 0,10% ou menos. Preferivelmente, ele pode ser 0,080% ou menos, e mais preferivelmente ele pode ser 0,05% ou menos.

[0061] O boro (B) é um elemento que melhora a capacidade de endurecimento, de forma que 0,0002% de B ou mais podem ser adicionados para aumentar a resistência do aço. Por outro lado, uma vez que a capacidade de endurecimento deteriora quando a adição de B é excessiva, o limite superior de B pode ser 0,0030%. Ele pode ser 0,0020% ou 0,0015%.

[0062] Magnésio (Mg), Cálcio (Ca), e REM são elementos que

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22/32 contribuem para a melhoria da tenacidade da ZTA pela formação dos óxidos finos ou sulfetos, de forma que 0,0003% ou mais de Mg podem ser adicionados, 0,0005% ou mais de Ca podem ser adicionados, e 0,0005% ou mais de REM podem ser adicionados. Por outro lado, uma vez que a tenacidade deteriora pelo embrutecimento das inclusões quando esses elementos são adicionados excessivamente, é preferível que o limite superior de Mg seja 0,0050% ou menos, o limite superior de Ca seja 0,0030% ou menos, e o limite superior de REM seja 0,010% ou menos. Aqui, REM são metais terras raras tais como La, Ce e similares.

Exemplo [0063] Chapas de aço com uma espessura de chapa de 30 mm a 70 mm foram produzidas por condições de produção conforme mostradas nas Tabelas 2 e 3, pelo uso de placas (veios) que têm composições químicas conforme mostradas na Tabela 1. Aqui, “Ceq” na Tabela 1 é um valor calculado de [C] + 0,15[Mn] + 3,8[Nb]. Na Tabela 2, a taxa de resfriamento do lingotamento é uma taxa de resfriamento na faixa de 1100 a 1300X3, ML é um valor calculado de 56000 / (1,2 0,18 x log [Nb]), P_H é um valor calculado de (T + 273) x (log(t) + 25}, e MU é um valor calculado de 91000 / (1,9 - 0,18 x log [Ti]). Nas Tabelas 2 e 3, Ar₃ (X3) foi calculado pela equação a seguir.

Ar₃ = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo + 0,35 + 0,35(t-8) onde t é a espessura da chapa (mm).

[0064] Densidade do TiN no veio, resistência e tenacidade do metal base, e tenacidade da ZTA estão mostradas nas Tabelas 4 e 5.

[0065] Para medir a densidade do TiN, a extração de amostras réplica de uma parte da superfície do veio, especificamente a uma posição a 1/20 da superfície do veio, e de uma parte central da espessura do veio foram preparadas, o tamanho e o número do TiN foram me

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23/32 didos tomando-se microfotografias de 50 a 100 campos visuais arbitrários a uma ampliação de 20000 a 50000 vezes com um microscópio de transmissão eletrônica (TEM), e a densidade do TiN foi calculada.

[0066] Para avaliar a resistência do metal base, corpos de teste de tração do n° 4 regulados pela JIS Z 2201 foram amostrados de uma direção perpendicular à direção de laminação na parte central da espessura da chapa de aço, testes de tração que foram regulados pela JIS 2241 foram executados, e o limite de elasticidade (YP) e a resistências à tração (TS) foram medidos. Para avaliar a tenacidade do metal base, pelas de teste Charpy com entalhe de 2 mm em v, que foram regulados pela JIOS 2242, foram amostrados da direção de laminação em uma parte mais superior da superfície e na parte central da espessura da chapa de aço. Testes de impacto Charpy foram executados a várias temperaturas, e a temperatura de transição de aparecimento de fraturas (vTrs) foi calculada. Em adição, o alvo para a tenacidade do metal base (a parte central e a parte de superfície) foi -50Ό ou menos da vTrs.

[0067] Para avaliar a tenacidade na ZTA pela vTrs, uma soldagem a arco de eletrogás (EGW) foi executada em uma condição de entrada de calor de 200 a 450 kJ/cm, as peças de teste de Charpy com entalhe foram amostradas da ZTA que estava a uma distância de 1 mm da linha fundida da parte central da espessura da chapa, e os testes foram executados. Em adição, o alvo para a tenacidade da ZTA (a parte central) foi -40Ό ou menos das vTrs.

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24/32 ro φ η φ

Ti/N	2,89	1,67	2,91	1,63	2,90	2,63	2,97	2,44	2,55	2,22	2,41	3.18	1.47	2,63
Ceq'	0,368	0,336	0,387	0,371	0,320	0,326	0,321	0,334	0,342	0,399	0,305	0,333	0,324	0,372
Composição química (% em massa) \|	REM							0,0041
Ca			0,0016							0,0012
O)								0,0023					0,0034
								0,0011	0,0024
>				0,045					0,066
Mo					0,05		0,45
o							0,26					0,39
z					0,65	1,96			0,75				Ο,³⁴
o					0,25				1,39				0,30
z	0,0038	0,0048	0,0055	0,0049	0,0062	0,0038	0,0091	0,0041	0,0055	0,0036	0,0029	0,0044	0,0068	0,0076
<	0,027	0,025	0,034	0,022	0,003	0,045	0,039	0,028	0,019	0,028	0,018	0,024	0,037	0,072
P	0,011	0,008	0,016	0,008	0,018	0,010	0,027	0,010	0,014	0,008	0,007	0,014	0,010	0,020
Nb	0,012	0,007	0,013	0,027	0,014	0,009	0,019	0,011	0,014	0,008	0,013	0,016	0,021	0,015
ω	0,003	0,003	0,004	0,002	0,001	0,002	0,002	0,004	0,003	0,002	0,003	0,005	0,006	0,009
0-	0,013	0,006	0,010	0,008	0,005	0,009	0,004	0,006	0,010	0,008	0,003	0,013	0,009	0,010
Μη		1,46	1,35	1,28	1,56	1,45	1,06	1,40		1,62	Ο	1,43	0,87	0,98
ώ	0,22	Ο,¹⁵	0,27	0,30	0,45	0,18	0,36	0,05	0,14	0,23	Ο,³⁴	0,08	Ο,²⁷	0,45
ο	0,151	0,090	0,135	0,076	0,033	0,074	0,090	0,082	0,032	0,126	0,091	0,058	0,114	0.168
Aço	<		Ο	Q	LL	LL·	<5	τ	-	“3	k:	_ι		ζ

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25/32

CXI ro φ n

Laminação de desbaste \|	ά ω tb o 3 c £ ® '8. E S Ê O * 3 á S -3,	CO m	CO CO	00	O m	m CO	54 \|	CO	O m	hm	45 \|	45 \|	CO	m CO	⁴⁵ I	O
Temp. de Término (Ό)	1062	1004	997	966	1040	1061	1059	00 00 σ>	1016	997	1075	1060	967	1006	1038
Temp. de início (C)	1089	1060	1026	1096	1062	1105	1081	1020	1084	1034	1128	1099	1001	1043	O 00 o

l

Al

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Nota	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.
Trata mento Térmico	Temperatura CO							675			525
Resfriamento acelerado	\| 2 \| g	467	510	436	532	397	485	509	278	1	125	276	357
Temp. de início CC)	801	807	732	804	797	862	810	801	1	CD O 00	760	766
* ® o “ ii^-0 8 E ~ ί- φ ·—'	CO	LO	-	CXI	O)		O	O)		O	00	O)
Laminação de acabamento	g Έ §, Ϊ § íc	50	46	50	44	50	42	47	52	53	45	37	55
<p	783	773	775	797	745	676	769	772	794	791	712	709
Temp. de término CC)	830	838	751	825	00 o 00	882	827	819	813	820	774	779
Temp . de início CC)	845	865	770	850	825	905	858	842	830	835	799	810
Laminação de desbaste	Redução de laminação cumulativa (%)	56	63	50	54	50	57	50	46	35	45	53	27
c Φ i ° — \| ’ s 1 p	1060	1103	965	1000	066	1016	1071	1046	696	1007	1035	1017
Tem p. de início CC)	1090		1093	1027	1021	1085	1024	1094	1005	1045	1074	1043
Aquecimento		4,04	4,00	4,09	4,00		4,03	4,17	4,17	4,03	4,03	4,07	4,07
	3,82	4,04	3,87	3,67	3,73	3,75	3,91	3,81	3,63	3,71	3,81	3,70
	3,62	3,53	3,64	3,78	3,65	3,57	3,71	3,71	3,61	3,61	3,65	3,65
Tempo de retenção (min)	125	70	95	104	230	O 00	95	24	175	128	152	63
Temperatura CC)	1135	1233	1160	1087	1090	1122	1176	1170	1060	1096	1130	1108
Lingotamento	£ φξ ® o?	0,09	0,28	0,13	0,24	0,07	0,22	0,25	00 θ'	θ'	0,08	0,14	0,21
ώ « £ <o <o cq E ^ω ® « ⁷³ o	40	30	50	45	50	45	40	50	70	09	09	50
<i “ <o ά <o E HJ^^Oã°E	180	150	200	175	200	180	150	195	230	200	200	150
Aço	<	m	O	Q	LU	LL	0	0	I	I	-	-
O Z	CD	r-	CO	O)	20	c\i	22	23	24	25	26	27

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Nota	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.	Ex. Comp.
Trat. Térmico	έ E E _ £ £3 g				487
Resfriamento acelerado	F ® d. ° 1 g	384	423	510	525	541
d. o :! g	807	810	σ> o 00	801	799
if-S 8 E ° S	O)	CO	OI	OI	CO
Laminação de acabamento	ε\|$E '8.^ ® t>g φ^ φ φ^	50	44	53	50	54
<g	756	00 o 00	783	792	789
Temp. de término CO	819	818	836	830	814
Temp . de início CC)	846	835	867	865	861
Laminação de desbaste	Redução cumulativa de laminação (%)	50	50	43	47	49
F ® d. ° 1 ’ 2 f p	994	950	976	1012	1047
Tem p. de início CC)	1025	998	1024	1072	1105
Aquecimento		4,00	3,98	4,07	4,03	4,13
	3,65	3,64	3,72	3,87	3,93
	3,55	3,64	3,68	3,73	3,66
Tempo de retenção (min)	CO	274	òõ	167	86
Temperatura CC)	1075	1055	1093	1147	1185
Lingotamento	§ ω 1= ω o	0,15	0,19	0,20	0,26	0,22
i ffl i ώ <g £ φ φ φ E ^ω ® « ⁷³ o	50	50	40	40	35
ώ 2 φ φ φ E	200	180	150	150	150
Aço	“3	*	—1		z
O Z	28	29	30	cõ	32

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Nota	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo	Exemplo
Tenacidade da ZTA	vTrs (parte central) CO	LO 1	-54	-43	-42	-43	-46	1	-44	-47	-46	09-	-44	O 1	-45	-42
Entrada de calor da soldagem (kJ/cm)	248	203	308	316	380	297	368	310	286	344	257	305	451	372	363
Tenacidade de metal base	vTrs (parte central) CC)	-55	-58	-56	-54	-57	-60	-53	s 1	-63	-60	-55	-55	-52	-58	-53
vTrs (parte da superfície) CC)	-66	-65	s 1	-59	-62	-66	s 1	-67	-70	-65	-58	-60	-64	-65	-60
de metal base	TS (parte central) (MPa)	516	547	493	542	534	647	618	521	099	625	631	566	564	537	649
Resistência	YP (parte central) (MPa)	368	388	342	401	394	477	495	373	487	448	490	454	410	412	481
Densidade de Número de TiN de veio	0,05 a 0,2 pm (parte central) (x10⁴/mm³)	CO	9,4	5,2	5,5	6,4	7,0	LD	CO LD	6,9	6,0	8,5	CO LD	5,2	CD	6,0
0,02 a 0,05 pm (parte da superfície) (x10⁴ /mm²)	6‘8	CO θ'	CO l<	LO l<	O CO	CO CO	(NI l<	LO l<	00*	CD l<	(NI O)	rl<	l<	LO l<	l<
Espessura da chapa (mm)	40	30	50	50	09	45	09	50	45	55	40	50	70	09	09
	<	m	m	O	O	Q	Q	LU	LL	LL	0	0	I	I	-
O Z	-	(NI	CO		LO	CD	r-	CO	O)	O	-	(NI	CO		LO

Petição 870180028151, de 09/04/2018, pág. 34/47

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ΙΌ ro φ φ

Nota

Ex. Comp.

Tenacidade da ZTA

vTrs (parte central) (“C)

-²⁰ I

-38 |

O 1

-34 1

-39 |

-45 |

-44 I

-42 I

1

CXI 1

-42 I

-45 |

-24 I

-43 |

CN 1

1

LO 1

Entrada de calor da soldagem (kJ/cm)

²⁴⁶ I

²⁰⁵ I

³¹⁵ I

300 |

³¹²

²⁸⁴ I

²⁵⁷ I

305 |

450 |

³⁷⁴ |

362 |

316 |

312 |

320 |

²⁵¹ I

²⁵⁶ 1

236

Tenacidade de metal base

vTrs (parte central) (“C)

-57 |

-²⁸ I

00 1

-42 |

-56 |

-38 |

1

-33 1

-52 |

-36 |

-37 |

-43 |

-⁵⁴ I

o 1

-43 |

-33

vTrs (parte da superfície) (Ό)

-64 |

-³⁴ I

-²⁸ 1

-47 1

-39 |

-⁵⁵ I

-42 I

-⁴⁵ 1

-38 |

-36 |

-44 |

-45 |

I

s 1

-46 |

-49 I

-38

Resistência de metal base

TS (parte cen- tral) (MPa)

⁵¹⁸ I

⁵⁵¹ I

553 |

586 |

⁵¹⁹ I

671 |

⁵⁸⁷ I

⁵¹⁷ I

476 |

538 |

653 |

664 |

565 |

435 |

496 |

477 |

509

YP (parte central) (MPa)

³⁷⁰ I

390 I

⁴²² 1

⁴²¹ I

³⁷⁹ I

495 |

471 I

393 |

360 |

414

461 |

470 |

420 |

cõ

355

374 |

373

Densidade de Número de TiN de veio

0,05 a 0,2 μτη (parte central) (x10⁴ /mm³)

3

9,4 I

5,5 |

7,0 |

5,0 |

6,9 |

8,5 |

CO LD

5,2 |

6,0 |

6,5 |

6,4 |

6,7 |

6,8 |

7,2 |

7,0

0,02 a 0,05 μτη (parte da superfície) (x10⁴ /mm²)

CO θ'

7,5 |

⁸>³ I

CDl

CO

9,2 |

7,7

3

7,4 |

8,2 |

7,7

O CO

CO

8,5 |

8,3

Espessura da chapa (mm)

⁴⁰ I

³⁰ I

⁵⁰ 1

⁴⁵ I

⁵⁰ I

⁴⁵ I

⁴⁰ I

⁵⁰ I

70 |

I

I ⁹⁹

⁵⁹ I

⁵⁰ 1

40 |

35

Aço

<

m

Ο

o

LU

LL

0

I

-

“3

—1

z

O Z

CD

r-

CO

O)

20 |

cxi

22 |

23 |

²⁴ 1

²⁵ I

26 |

²⁷ I

28 |

29 |

30 |

cõ

32

Petição 870180028151, de 09/04/2018, pág. 35/47

30/32 [0068] Conforme mostrado na Tabela 4, em relação aos exemplos n^os 1 a 15, uma vez que as composições químicas estavam dentro das faixas especificadas e essas foram produzidas pelas condições especificadas, todas as propriedades foram satisfatórias de forma que a densidade especificada do TiN foi satisfeita, essas tiveram resistência suficiente de 440 MPa ou mais, a tenacidade do metal base foi -50Ό ou menos das vTrs, e a tenacidade da ZTA da soldagem com alta entrada de calor foi -40Ό ou menos das vTrs. Em particular, pode ser entendido que os n^os 5, 7, 13 e 15, que tiveram espessura de chapa de 60 mm ou mais e nos quais a entrada de calor de soldagem foi grande, tiveram excelente tenacidade. Por outro lado, como mostrado na Tabela 5, em relação aos exemplos comparativos n^os 16 a 32, uma vez que pelo menos um entre a composição química e as condições de produção estava fora das faixas da presente invenção, pelo menos um entre a resistência do metal base, a tenacidade do metal base e a tenacidade da ZTA deteriorou.

[0069] Os n⁰⁵ 16, 20, e 25 foram os exemplos comparativos nos quais a densidade do TiN foi insuficiente e pelo menos um entre a tenacidade do metal base e a tenacidade da ZTA deteriorou porque a taxa de resfriamento do lingotamento foi lenta. No n° 16, uma vez que o TiN na parte central da espessura da chapa do veio foi insuficiente e o grão γ embruteceu na ZTA, a tenacidade deteriorou. No n° 20, uma vez que o TiN na parte da superfície foi insuficiente, ο γ bruto foi formado durante o aquecimento do veio e a tenacidade da parte da superfície do metal base e a tenacidade da ZTA deterioraram. Como mencionado acima, quando a taxa de resfriamento do lingotamento é lenta, a densidade especificada tanto da parte da superfície quanto da parte central da espessura da chapa podem não ser satisfeitas, ou a densidade especificada ou da parte de superfície ou da parte central da espessura da chapa pode não ser satisfeita, devido às irregularidaPetição 870180028151, de 09/04/2018, pág. 36/47

31/32 des.

[0070] Os n^os 17, 19, e 23 foram os exemplos comparativos nos quais as condições de aquecimento para a laminação a quente estavam fora da faixa da presente invenção. No n° 17, uma vez que o P_Hexcedeu o limite superior, ο γ embruteceu durante o aquecimento e a tenacidade do metal base deteriorou. No n° 19, uma vez que o P_H foi menor que o limite inferior, o Nb não dissolveu suficientemente como solução sólida, a resistência foi insuficiente, e a tenacidade do metal base deteriorou.

[0071] No n° 23, uma vez que o tempo de retenção do aquecimento foi curto, a solubilização dos elementos de ligação foi insuficiente e a tenacidade do metal base deteriorou.

[0072] O n° 27 foi o exemplo comparativo no qual a condição de laminação bruta estava fora da faixa da presente invenção. Uma vez que a redução cumulativa da laminação foi pequena, a estrutura não foi refinada e a tenacidade do metal base deteriorou.

[0073] Os n⁰⁵ 18, 21, e 26 foram os exemplos comparativos nos quais as condições de laminação de acabamento estavam fora das faixas da presente invenção. No n° 18, uma vez que a temperatura de partida e da temperatura de término da laminação de acabamento estavam abaixo de Ar₃, foi formada α deformada e a tenacidade do metal base, especialmente a tenacidade da parte da superfície, deteriorou notavelmente. No n° 21, uma vez que a temperatura de partida e a temperatura de término da laminação de acabamento foram mais altas, a estrutura, especialmente da parte central da espessura da chapa, embruteceram e a tenacidade deteriorou. O n° 26 foi o exemplo comparativo no qual a redução cumulativa de laminação da laminação de acabamento foi pequena, de forma que a estrutura embruteceu e a tenacidade deteriorou.

[0074] Os n⁰⁵ 22 e 24 foram os exemplos comparativos nos quais

Petição 870180028151, de 09/04/2018, pág. 37/47

32/32 as condições de resfriamento acelerado e de tratamento térmico após a laminação a quente estavam fora da faixa da presente invenção. O n° 24 foi o exemplo comparativo no qual o resfriamento acelerado não foi conduzido, de forma que a estrutura não foi refinada e a tenacidade deteriorada. No n° 22, uma vez que a temperatura do tratamento térmico foi mais alta, a cementita e a estrutura embruteceram e a tenacidade do material base deteriorou.

[0075] Os n^os 28 a 32 foram os exemplos comparativos nos quais as composições químicas estavam fora da faixa da presente invenção. No n° 28, uma vez que o parâmetro Ceq’ que consistiu de C, Mn e Nb excedeu o limite superior, a segregação central se tornou pronunciada, e especialmente a tenacidade da ZTA deteriorou. No n° 29, uma vez que o parâmetro Ceq’ foi menor que o limite inferior, a resistência do metal base deteriorou. No n° 30, uma vez que Ti/N foi mais alto, óxidos brutos de Ti permaneceram e especialmente a tenacidade na ZTA deteriorou. No n° 31, uma vez que Ti/N foi mais baixa, especialmente a tenacidade na ZTA deteriorou devido ao N soluto sólido. No n° 32, uma vez que o teor de C foi excessivo, a resistência foi excessiva e especialmente a tenacidade da ZTA deteriorou.

Claims

REIVINDICAÇÕES

1. Método de produção de uma chapa de aço, o método caracterizado pelo fato de que compreende:

lingotamento, no qual a taxa de resfriamento durante o resfriamento é 0,1 “C/s ou mais em uma faixa de temperatura de 1100 a 1300Ό em uma parte central da espessura de um veio, o qual é um aço incluindo como composição química, em % em massa,

C: 0,03 a 0,16%,

Si: 0,03 a 0,5%,

Mn: 0,3 a 2,0%,

Nb: 0,005 a 0,030%,

Ti: 0,003 a 0,050%,

Al: 0,002 a 0,10%,

N: 0,0020 a 0,0100%,

P: limitado a 0,020% ou menos,

S: limitado a 0,010% ou menos, e o saldo consistindo de ferro e as inevitáveis impurezas e satisfazendo as equações (1) e (2), em que o veio inclui nitretos com Ti incluído com um diâmetro de círculo equivalente de 0,02 a 0,05 pm de 7,0x10⁴ ou mais por 1 mm² em uma parte da superfície e os nitretos com Ti incluído com um diâmetro de círculo equivalente de 0,05 a 0,2 pm de 5,0x10⁴ ou mais por 1 mm² na parte central;

aquecer o veio em uma condição que satisfaça as equações (3) e (4) a seguir;

executar a laminação de desbaste na qual a redução cumulativa de laminação é 30% ou mais a uma temperatura de 900Ό ou mais;

executar a laminação de acabamento na qual a redução de laminação cumulativa é 40% ou mais a uma temperatura de Ar₃ a 880Ό,. e

Petição 870180028151, de 09/04/2018, pág. 39/47
2/2 executar o resfriamento acelerado em seguida no qual a taxa média de resfriamento da espessura da chapa é 5°C/s ou mais a partir da temperatura Ar₃ ou mais até a temperatura de 550Ό ou menos.

0,32 < [C] + 0,15[Mn] + 3,8[Nb] < 0,39 -(1)

1,5 < [Ti] / [N] < 3,0 -(2)

56000 / (1,2 - 0,18 x log [Nb]) < (T + 273) x {log(t) + 25} < 91000 / (1,9 - 0,18 x log [Ti]) -(3) t > 30 -(4) onde [X] é a adição do elemento X em unidades de % em massa, T é a temperatura de reaquecimento em unidades de “C, e t é o tempo de retenção em unidades de minutos.

2. Método de produção da chapa de aço, de acordo com a reivindicação 1, o método caracterizado pelo fato de que também compreende, tratamento térmico a uma temperatura de 650Ό ou me nos após o resfriamento acelerado.
3. Método de produção de chapa de aço, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que o aço também inclui, em % em massa, pelo menos um elemento entre

Cu: 1,5% ou menos,

Cr: 0,5% ou menos,

Mo: 0,5% ou menos,

Ni: 2,0% ou menos,

V: 0,10% ou menos,

B: 0,0030% ou menos,

Mg: 0,0050% ou menos,

Ca: 0,0030% ou menos, e

REM: 0,010% ou menos.