BR112014015715B1 - tubo de aço, chapa de aço e método de produção da mesma - Google Patents

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Shinya Sakamoto
Takuya Hara
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Abstract

TUBO DE AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA TENDO EXCELENTE DUCTILIDADE E TENACIDADE A BAIXA TEMPERATURA, CHAPA DE AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA E MÉTODO PARA PRODUZIR CHAPA DE AÇO Tubo de aço de alta resistência excelente em capacidade de deformação e tenacidade a baixa temperatura sendo o tubo de aço obtido por uma chapa de aço base em forma de um tubo sendo soldado, no qual a chapa de aço base contém, em % em massa, C: 0,010 a 0,080%, Si: 0,01 a 0,50%, Mn: 1,2 a 2,8%, S: 0,0001 a 0,0050%, Ti: 0,003 a 0,030%, B: 0,0003 a 0,005%, N: 0,0010 a 0,008%, O: 0,0001 a 0,0080%, um ou mais elementos entre Cr, Cu, e Ni, P: limitado a 0,050% ou menor, Al: limitado a 0,020% ou menor, Mo: limitado a 0,03% ou menor, um Ceq obtido pela (Expressão 1) abaixo de 0,30 a 0,53 e um Pcm obtido pela (Expressão 2) abaixo de 0,10 a 0,20, e um saldo sendo composto de ferro e inevitáveis impurezas, e uma estrutura metálica da chapa de aço base contém de 27 a 90% em razão de área de ferrita poligonal e uma fase dura composta de um ou ambos dentre bainita e martensita como seu saldo.

Description

Campo Técnico
[001] A presente invenção refere-se a um tubo de aço de alta resistência e a uma chapa de aço de alta resistência que são excelentes em deformabilidade e em tenacidade a baixa temperatura e são particularmente adequadas para uma tubulação para transporte de petróleo bruto e gás natural, e a um método de produção da chapa de aço.
[002] Essa aplicação é baseada na, e reivindica o benefício da prioridade da, Japanese Patent Application n° 2011-287752 e da Japanese Patent Application n° 2011-287699, registradas em 28 de dezembro de 2011, cujos teores completos estão incorporados aqui como referência.
Técnica Antecedente
[003] Em anos recentes, como meio de transporte de longa distância de petróleo bruto e gás natural, uma tubulação se torna crescentemente importante. Sob tais circunstâncias, com o propósito de melhorar a eficiência do transporte de petróleo bruto e gás natural, um aumento na pressão interna de uma chapa de aço para tubulação foi examinado. Com isso, foi exigido alto reforço de um tubo de aço para uma tubulação de alta resistência. Além disso, um tubo de aço para tubulação de alta resistência precisa ter também tenacidade da zona afetada pelo calor (ZAC), tenacidade do material base (resistência à capacidade de interrupção), deformabilidade, etc. Portanto, foram propostas chapas de aço e tubos de aço que são compostos principalmente de bainita e martensita e têm ferrita fina formada ali (por exemplo, Documentos de Patente 1 a 3). Entretanto., essas são chapas de aço e tubos de aço de alta resistência com especificação X100 (resistência à tração de 70 MPa ou mais) da American Petroleum Institute (API).
[004] Além disso, foi também preciso melhorar a performance dos tubos de aço de alta resistência com a especificação X70 da API (uma resistência à tração de 570 MPa ou mais) e com a especificação X80 da API (uma resistência à tração de 625 MPa ou mais), que são usados na prática como um material de tubulação de caminhões. Em relação a isso, foi proposto um método no qual a ZAC de um tubo de aço tendo um material base com ferrita fina formada na bainita é tratado termicamente para aumentar a deformabilidade e a tenacidade a baixa temperatura (por exemplo, Documento de Patente 4). Além disso, foi proposto um método no qual em uma estrutura base de uma chapa de aço tendo um componente que não provoca facilmente a transformação de ferrita e melhora a tenacidade a baixa temperatura em uma ZAC, 20 a 90% de ferrita poligonal é formada para aumentar a tenacidade a baixa temperatura da chapa de aço para ser um material base (por exemplo, Documento de Patente5).
[005] Foi proposto um método de também formar ferrita e melhorar as propriedades tais como a tenacidade do material base e deformabilidade com base na chapa de aço e no tubo de aço que alcançam tanto resistência quanto tenacidade e são compostos principalmente de bainita e martensita. Entretanto, recentemente, foi necessário um aumento na espessura dos tubos de aço para tubo de alta resistência com especificação X70 ou maior da especificação API, (que será referida doravante como X70), e também com especificação X80 ou maior da especificação API, (que será referida doravante como X80), de modo que a eficiência de transporte possa ser melhorar e o desenvolvimento em águas profundas possa ser conduzido. Assim, demandas por tenacidade a baixa temperatura e deformabilidade dos tubos de aço grossos para tubulação de alta resistência estão crescendo.
[006] Além disso, regiões de perfuração para petróleo bruto e gás natural são previstos para estender até locais extremamente frios, tais como o Círculo Ártico, no futuro, de modo que é previsto que tubos de aço para tubulação grossa de alta resistência precisam ter garantia de tenacidade a baixa temperatura a -40°C ou menos e também a -60°C ou menos. Particularmente, quando o tubo de aço é produzido, uma chapa de aço grossa é conformada em forma de tubo por uma etapa UO, JCO, ou de cilindro de dobramento, e então porções de bordas são ligadas de topo entre si, e a porção de costura é soldada através de soldagem a arco, mas quando a espessura da chapa aumenta, o aporte térmico pela soldagem se torna um alto aporte térmico e o tamanho de grão na zona afetada pelo calor (zona afetada pelo calor a ser referida como ZAC) aumenta, e portanto uma diminuição na tenacidade a baixa temperatura se torna um problema crítico.
[007] Para combater o exposto acima, como uma técnica para melhorar a tenacidade a baixa temperatura da ZAC do tubo de aço para tubulação grossa de alta resistência, foi proposto um método no qual a quantidade de C é extremamente reduzida para ter uma estrutura fundamental de bainita (por exemplo, Documentos de Patente 6 e 7). Além disso, foi proposto um método no qual a estrutura de uma ZAC é tornada fina pelo uso de transformação intragranular (por exemplo, Documentos de Patente 8 a 10). Também foi proposto um método no qual constituintes martensita-austenita (constituinte martensita- austenita (doravante “M-A”)), que são prejudiciais para a tenacidade, são controlados otimizando-se elementos de ligação com base em uma estrutura bainita tendo uma relação de orientação de cristal especificada (por exemplo, Documento de Patente 11), e foi proposto um método de tornar a ZAC fina usando-se bainita intragranular com base na bainita também em uma chapa de aço grossa com capacidade de endurecimento aumentada (por exemplo, Documentos de Patente 12 e 13) .
[008] Os métodos acima são extremamente eficazes para melhorar a tenacidade a baixa temperatura na ZAC. Entretanto, recentemente, demandas para um aumento também na espessura e na tenacidade a baixa temperatura dos tubos de aço para tubulações de alta resistência estão crescendo, e portanto a tenacidade da ZAC sob a condição de uma espessura extra tal como uma espessura de 20 mm ou mais e uma temperatura extremamente baixa tal como -60°C ou menos foram requisitadas.
Documentos da Técnica Anterior Documentos de Patente
[009] Documento de Patente 1: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2003-293078
[0010] Documento de Patente 2: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2003-306749
[0011] Documento de Patente 3: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2005-146407
[0012] Documento de Patente 4: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2004-131799
[0013] Documento de Patente 5: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2009-270197
[0014] Documento de Patente 6: Patent Publication n° 3602471
[0015] Documento de Patente 7: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2000-345239
[0016] Documento de Patente 8: Japanese Laid-open Patent Publication n° Hei 08-325635
[0017] Documento de Patente 9: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2001-355039
[0018] Documento de Patente 10: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2003-138340
[0019] Documento de Patente 11: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2007-239049
[0020] Documento de Patente 12: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2008-163456
[0021] Documento de Patente 13: Japanese Laid-open Patent Publication n° 2009-149917
Sumário da Invenção Problemas a serem resolvidos pela invenção
[0022] Para melhoria da deformabilidade, em uma chapa de aço para ser um material base e de um tubo de aço, é eficaz fazer uma estrutura composta e ferrita macia e bainita dura e martensita. Além disso, para melhoria da tenacidade do material base, é eficaz fazer uma estrutura de metal fina composta de ferrita + bainita com ferrita fina formada nela.
[0023] Enquanto isso, pra melhoria da tenacidade na ZAC, é eficaz que o carbono equivalente Ceq e o parâmetro de fratura Pcm sejam controlados, B, Mo etc., sejam também adicionados para assim aumentar a capacidade de endurecimento, a formação de ferrita bruta que se forma nas contornos de grão é suprimida, e é formada uma estrutura de metal fino composta principalmente de estruturas intragranulares transformadas formadas pelo uso de óxidos de Ti. Assim, em vista da facilidade de formação de ferrita, uma composição de componentes químicos adequada para a tenacidade da ZAC e uma composição de componentes químicos adequada para a tenacidade do material base são opostas entre si.
[0024] Como método para resolver isso, foi proposto um método para formação de ferrita pela laminação a baixa temperatura de um aço tendo B e Mo adicionados compostamente e tendo alta capacidade de endurecimento em uma etapa de laminação a quente. Entretanto, a adição de Mo aumenta o custo da liga e a laminação a baixa temperatura aumenta a carga o equipamento de produção, de modo que a produtividade também diminui. Assim, para garantir tanto a tenacidade a baixa temperatura quanto a deformabilidade, são necessários um alto custo de liga e um alto custo de produção, resultando no fato de que é extremamente difícil produzir em massa de forma barata uma chapa de aço e um tubo de aço de alta resistência e de alta qualidade que satisfaçam essas condições.
[0025] Além disso, para melhoria da eficiência do transporte de uma tubulação para petróleo bruto, gás natural, e similares, conforme descrito acima, são eficazes um alto reforço e um aumento na espessura do tubo de aço para tubulação de alta resistência. Entretanto, quando a espessura do tubo de aço é aumentada como acima para alcançar um aumento na pressão interna do tubo de aço, torna-se difícil garantir a tenacidade na ZAC a baixa temperatura. Quando, particularmente, um material grosso tendo uma espessura de 20 mm ou mais é soldado por soldagem a arco, o aporte térmico se torna um alto aporte térmico, o tamanho de grão da ZAC aumenta, e a quantidade de M-A também aumenta, de modo que é extremamente difícil garantir a tenacidade a temperaturas extremamente baixas de -40°C e também - 60°C. Então, os métodos convencionais descritos acima são suficientemente bons para garantir a tenacidade na ZAC sob a condição de uma espessura extra tal como uma espessura de 20 mm ou mais e uma temperatura extremamente baixa tal como -60°C ou menos.
[0026] A presente invenção é feita considerando-se tais circunstâncias, e o carbono equivalente Ceq e o parâmetro de fratura Pcm são controlados, e B é também adicionado para aumentar a capacidade de endurecimento com o propósito de suprimir a formação de ferrita em uma ZAC. Além disso, na presente invenção, em uma chapa de aço de alta resistência para ser um material base, é formada ferrita poligonal para melhorar a deformabilidade e a tenacidade a baixa temperatura pelo controle das condições de resfriamento a ser executado após a laminação a quente sem exigir laminação a baixa temperatura. A presente invenção tem um objetivo de fornecer uma chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura, um tubo de aço de alta resistência usando essa chapa de aço de alta resistência como material base, e um método de produção da chapa de aço enquanto reduz, em particular, o custo da liga e o custo de produção da chapa de aço de alta resistência.
[0027] Incidentalmente, na presente invenção, a ferrita que não é estendida na direção de laminação e tem uma razão de aspecto de 4 ou menos é referida como ferrita poligonal. Aqui, a razão de aspecto é um valor do comprimento do grão de ferrita dividido pela largura.
Meios para resolver os problemas
[0028] Convencionalmente, B e Mo foram ambos adicionados, e um Ceq que é o índice de capacidade de endurecimento e o parâmetro de fratura Pcm que é o índice de capacidade de soldagem foram controlados para estarem em faixas ótimas para melhoria da tenacidade da ZAC. Então, para melhoria da tenacidade do material base e da deformabilidade, uma laminação a baixa temperatura em uma etapa de laminação a quente foi exigida, resultando no fato de que foi difícil produzir em massa e de forma barata uma chapa de aço para tubulação de alta resistência e um tubo de aço que sejam excelentes em tenacidade a baixa temperatura e deformabilidade e, em particular, que sejam grossos.
[0029] Na presente invenção, a quantidade adicionada de Mo é limitada e é feita uma composição química com alta capacidade de endurecimento, para assim suprimir a ferrita bruta nas contornos de grão em uma ZAC. Além disso, otimizando-se as condições de resfriamento para serem executadas após a laminação a quente na chapa de aço tendo tal composição química, uma estrutura composta de material ferrita poligonal macia fina e bainita dura e martensita podem ser feitas na chapa de aço para ser o material base mesmo que a carga na etapa de laminação a quente seja diminuída.
[0030] A essência da presente invenção é como segue. [1]
[0031] Um tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura que é um tubo de aço obtido por uma chapa de aço base conformada em forma de tubo sendo soldada, na qual a chapa de aço base contém, em % em massa, C: 0,010 a 0,080%, Si: 0,01 a 0,50%, Mn: 1,2 a 2,8%, S: 0,0001 a 0,0050%, Ti: 0,003 a 0,030%, B: 0,0003 a 0,005%, N: 0,0010 a 0,008%, O: 0,0001 a 0,0080%, um ou mais elementos entre Cr, Cu, e Ni, P: limitado a 0,050% o menos, Al: limitado a 0,020% ou menos, Mo: limitado a 0,03% ou menos, um Ceq obtido por (Expressão 1) abaixo de 0,30 a 0,53 e um Pcm obtido pela (Expressão2) abaixo de 0,10 a 0,20,e um saldo sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, e a estrutura metálica da chapa de aço base contém 27a 90% em razão de área de ferrita poligonal e uma fase dura composta de um ou de ambas entre bainita e martensita como saldo. Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo)/5 ••• (Expressão 1) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + 5B ••• (Expressão 2)
[0032] Na (Expressão 1) e (Expressão 2) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores são 0%. [2]
[0033] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [1],no qual a capa de aço base também contém um ou dois ou mais elementos entre, em % em massa, W: 0,01 a 0,50%, V: 0,010 a 0,100%, Nb: 0,001 a 0,200%, Zr: 0,0001 a 0,0500%, Ta: 0,0001 a 0,0500%, Mg: 0,0001 a 0,0100%, Ca: 0,0001 a 0,0050%, Terras Raras: 0,0001 a 0,0050%, Y: 0,0001 a 0,0050%, Hf: 0,0001 a 0,0050%, e Re: 0,0001 a 0,0050%, o Ceq é obtido pela (Expressão 1’) abaixo em lugar da (Expressão 1) acima, e a Pcm é obtida pela (Expressão 2’) abaixo em lugar da (Expressão 2). Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ••• (Expressão 1’) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B ••• (Expressão 2’)
[0034] Na (Expressão 1’) e na (Expressão 2’) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores são 0%. V é calculado como 0 quando o teor é 0% e o teor é menor que 0,010% em massa. [3]
[0035] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [1], no qual na chapa de aço base, em % em massa, o teor de C é 0010 a 0,060% e o teor de Al é 0,008% ou menos, a temperatura de início de transformação y/α em uma zona afetada pelo calor que é obtida pela (Expressão 3) abaixo é 500 a 600°C, e as estruturas intragranulares transformadas estão contidas em um grão de austenita prévia na zona afetada pelo calor. Temperatura de início da transformação y/α = -2500Ceq2 + 1560Ceq + 370 ••• (Expressão 3) [4]
[0036] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [3], no qual a martensita-austenita constituinte na zona afetada pelo calor é 2,5% ou menos em fração de área. [5]
[0037] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [3], no qual o tamanho de grão de alto ângulo de uma estrutura metálica na zona afetada pelo calor é 80 μm ou menos. [6]
[0038] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [3], no qual a espessura da chapa de aço base é 20 a 40 mm. [7]
[0039] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [3], no qual a resistência à tração da chapa de aço base é 500 a 800 MPa quando a direção da circunferência do tubo de aço é ajustada como a direção de tração. [8]
[0040] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [3], no qual a chapa de aço base também contém um ou dois ou mais elementos entre, em % em massa, W: 0,01 a 0,50%, V: 0,010 a 0,100%, Nb: 0,001 a 0,200%, Zr: 0,0001 a 0,0500%, Ta: 0,0001 a 0,0500%, Mg: 0,0001 a 0,0100%, Ca: 0,0001 a 0,0050%, Terras Raras: 0,0001 a 0,0050%, Y: 0,0001 a 0,0050%, Hf: 0,0001 a 0,0050%, e Re: 0,0001 a 0,0050%, o Ceq é obtido pela (Expressão 1’) abaixo em lugar da (Expressão 1) acima, e Pcm é obtido pela (Expressão 2’) em lugar da (Expressão 2). Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ••• (Expressão 1’) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B ••• (Expressão 2’)
[0041] Na (Expressão 1’) e na (Expressão 2’) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores são 0%. V é calculado como 0 quando o teor é 0% e o teor é menor que 0,010% em massa. [9]
[0042] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [8], no qual o constituinte martensita-austenita na zona afetada pelo calor é 2,5% ou menos na fração de área. [10]
[0043] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [8], no qual o tamanho do grão de alto ângulo de uma estrutura metálica na zona afetada pelo calor é 80 μm ou menos. [11]
[0044] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [8], no qual a espessura da chapa de aço base é 20 a 40 mm. [12]
[0045] O tubo de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [8], no qual a resistência à tração da chapa de aço base é 500 a 800 MPa quando a direção da circunferência do tubo de aço é ajustada como direção de tração. [13]
[0046] Uma chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura inclui, em % em massa, C: 0,010 a 0,080%; Si: 0,01 a 0,50%; Mn: 1,2 a 2,8%; S: 0,0001 a 0,0050%; Ti: 0,003 a 0,030%; B: 0,0003 a 0,005%; N: 0,0010 a 0,008%; O: 0,0001 a 0,0080%; um ou mais elementos entre Cr, Cu, e Ni; P: limitado a 0,050% ou menos; Al: limitado a 0,020% ou menos; Mo: limitado a 0,03% ou menos; um Ceq obtido pela (Expressão 1) abaixo de 0,30 a 0,53; e um Pcm obtido pela (Expressão 2) abaixo de 0,10 a 0,20; e o saldo sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, na qual a estrutura metálica contém 27 a 90% em razão de área da ferrita poligonal e uma fase dura composta de uma ou ambas entre bainita e martensita como seu saldo. Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo)/5 ••• (Expressão 1) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + 5B ••• (Expressão 2)
[0047] Na (Expressão 1) e (Expressão 2) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os teores respectivos são 0%. [14]
[0048] A chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [13] também inclui: um ou dois ou mais elementos entre, em % em massa, W: 0,01 a 0,50%; V: 0,010 a 0,100%; Nb: 0,001 a 0,200%; Zr: 0,0001 a 0,0500%; Ta: 0,0001 a 0,0500%; Mg: 0,0001 a 0,0100%; Ca: 0,0001 a 0,0050%; Terras Raras: 0,0001 a 0,0050%; Y: 0,0001 a 0,0050%; Hf: 0,0001 a 0,0050%; e Re: 0,0001 a 0,0050%, no qual o Ceq é obtido pela (Expressão 1’) abaixo em ligar da (Expressão 1) acima, e o Pcm é obtido pela (Expressão 2’) abaixo em lugar da (Expressão 2). Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ••• (Expressão 1’) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B ••• (Expressão 2’)
[0049] Na (Expressão 1’) e na (Expressão 2’) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores forem 0%. V é calculado como 0 quando o teor é 0% e o teor é menor que 0,010% em massa. [15]
[0050] A chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [13], na qual, em % em massa, o teor de C é 0,010 q 0,060% e o teor de Al é 0,008% ou menos, e a temperatura de início da transformação y/α em uma zona afetada pelo calor que é obtida pela (Expressão 3) abaixo é 500 a 600°C. Temperatura de início da transformação y/α = -2500Ceq2 + 1560Ceq + 370 ••• (Expressão 3) [16]
[0051] A chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [15] também inclui: um ou dois ou mais elementos entre, em % em massa, W: 0,01 a 0,50%; V: 0,010 A 0,100%; Nb: 0,001 a 0,200%; Zr: 0,0001 a 0,0500%; Ta: 0,0001 a 0,0500%; Mg: 0,0001 a 0,0100%; Ca: 0,0001 a 0,0050%; Terras Raras: 0,0001 a 0,0050%; Y: 0,0001 a 0,0050%; Hf: 0,0001 a 0,0050%; e Re: 0,0001 a 0,0050%, na qual o Ceq é obtido pela (Expressão 1’) abaixo em lugar da (Expressão 1) acima, e a Pcm é obtida pela (Expressão 2’) abaixo em lugar da (Expressão 2). Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ••• (Expressão 1’) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B ••• (Expressão 2’)
[0052] Na (Expressão 1’) e na (Expressão 2’) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os teores respectivos são 0%. V é calculado como 0 quando o teor é 0% e o teor é menor que 0,010% em massa. [17]
[0053] Um método de produção de uma chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura inclui: em uma placa de aço contendo, em % em massa, C: 0,010 a 0,080%, Si: 0,01 a 0,50%, Mn: 1,2 a 2,8%, S: 0,0001 a 0,0050%, Ti: 0,003 a 0,030%, B: 0,0003 a 0,005%, N: 0,0010 0,008%, O: 0,0001 a 0,0080%, um ou mais elementos entre Cr, Cu, e Ni, P: limitado a 0,050% ou menos, Al: limitado a 0,020% ou menos, Mo: limitado a 0,03% ou menos, um Ceq obtido pela (Expressão 1) abaixo de 0,30 a 0,53 e um Pcm obtido pela (Expressão 2) abaixo de 0,10 a 0,20, e o saldo sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, executar o aquecimento a 950°C ou mais; executar o resfriamento a uma taxa média de resfriamento de menos de 10°C/s; e então executar o resfriamento acelerado a uma taxa de resfriamento de 10°C/s ou mais até uma temperatura de Bs ou menos obtida pela (Expressão 4) abaixo a partir e ma temperatura de Ar3 -100°C a Ar3 - 10°C. Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo)/5 ••• (Expressão 1) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + 5B ••• (Expressão 2) Bs (°C) = 830 - 270C - 90Mn - 37Ni - 70Cr - 83Mo ••• (Expressão 4)
[0054] Nas (Expressão 1), (Expressão 2), e (Expressão 5) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores forem 0%. [18]
[0055] Método de produção da chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [17], no qual a etapa de laminação a quente é executada na região de laminação de y não-recristalizada a uma temperatura de início da laminação ajustada para Ar3 até Ar3+ 100°C e a uma razão de redução ajustada para 1,5 ou mais. [19]
[0056] Método de produção da chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura conforme o item [15], no qual a placa de aço também contém um ou dois ou mais elementos entre, em % em massa, W: 0,01 a 0,50%, V: 0,010 a 0,100%, Nb: 0,001 a 0,200%, Zr: 0,0001 a 0,0500%, Ta: 0,0001 a 0,0500%, Mg: 0,0001 a 0,0100%, Ca: 0,0001 a 0,0050%, Terras Raras: 0,0001 0,0050%, Y: 0,0001 a 0,0050%, Hf: 0,0001 a 0,0050%, e Re: 0,0001 a 0,0050%, o Ceq é obtido pela (Expressão 1’) abaixo em lugar da (Expressão 1) acima, e Pcm é obtido pela (Expressão 2’) abaixo em lugar da (Expressão 2). Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ••• (Expressão 1’) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B ••• (Expressão 2’)
[0057] Nas (Expressão 1’) e (Expressão 2’) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores forem 0%. V é calculado como 0 quando o teor for 0% e o teor for menor que 0,010% em massa. [20]
[0058] Método de produção da chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade abaixa temperatura conforme o item [19], no qual na etapa de laminação a quente, é executada a laminação em uma região de y não-recristalizada a uma temperatura de início da laminação ajustada para Ars a Ars + 100°C e a uma razão de redução ajustada para 1,5 ou mais.
Efeito da Invenção
[0059] De acordo com a presente invenção, torna-se possível suprimir a formação de ferrita nas contornos de grão brutos em uma ZAC e formar ferrita poligonal em uma chapa de aço que é um material base sem precisar de laminação a baixa temperatura em uma etapa de laminação a quente. Portanto, é possível fornecer uma chapa de aço de alta resistência tendo resistência melhorada e tenacidade na ZAC e tendo deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura extremamente excelentes como porção do material base, e um tubo de aço de alta resistência usando esse como um material base.
[Breve descrição dos desenhos]
[0060] [FIG. 1] A FIG. 1 é uma vista mostrando a relação entre a temperatura de trabalho a quente e a razão de área da ferrita poligonal;
[0061] [FIG. 2] A FIG. 2 é uma vista mostrando a relação entre a temperatura de início do resfriamento acelerado e a razão de área da ferrita poligonal;
[0062] [FIG. 3] A FIG. 3 é uma vista mostrando a relação entre a razão de área da ferrita poligonal e a deformabilidade e a resistência;
[0063] [FIG. 4] A FIG. 4 é uma vista mostrando a relação entre a razão de área da ferrita poligonal e a tenacidade a baixa temperatura do material base;
[0064] [FIG. 5] A FIG. 5 é uma vista mostrando a relação entre o Ceq e a temperatura de início da transformação y/a;
[0065] [FIG. 6] A FIG. 6 é uma vista mostrando a relação entre a temperatura de início da transformação y/a e o tamanho do grão de alto ângulo;
[0066] [FIG. 7] A FIG. 7 é uma vista mostrando a relação entre o tamanho do grão de alto ângulo e a energia absorvida Charpy a -60°C;
[0067] [FIG. 8] A FIG. 8 é uma microfotografia ótica de juma estrutura base em um tubo de aço de alta resistência da presente invenção;
[0068] [FIG. 9] A FIG. 9 é uma vista esquemática da estrutura base no tubo de aço de alta resistência da presente invenção;
[0069] [FIG. 10] A FIG. 10 é uma vista esquemática de uma estrutura ZAC no tubo de aço de alta resistência da presente invenção;
[0070] [FIG. 11] A FIG. 11 é uma fotografia mostrando a estrutura metálica de uma ZAC quando a temperatura de início da transformação y/a é maior que 600°C;
[0071] [FIG. 12] A FIG. 12 é ma fotografia mostrando a estrutura metálica da ZAC quando a temperatura de início da transformação y/a é 500 a 600°C;
[0072] [FIG. 13] A FIG. 13 é uma fotografia mostrando a estrutura metálica da ZAC quando a fração de área de M-A é 2,2%; e
[0073] [FIG. 14] A FIG. 14 é uma fotografia mostrando a estrutura metálica da ZAC quando a fração de área de M-A é 3,0%. Modo para execução da invenção
[0074] Doravante será explicada uma modalidade da presente invenção. Inicialmente serão explicadas as descobertas dos presentes inventores que levam ao complemento da presente invenção.
[0075] Geralmente, tornar finos os grãos de cristal é eficaz para melhoria da tenacidade a baixa temperatura e particularmente para garantia da tenacidade a baixas temperaturas de -40°C, e também - 60°C. Em uma estrutura metálica de uma ZAC, em particular, para tornar finos os grãos de cristal, a supressão da ferrita nas contornos de grão brutos é extremamente eficaz. Entretanto, foi descoberto que uma composição de componentes químicos com alta capacidade de endurecimento tendo o efeito de suprimir a ferrita nas contornos de grão em uma ZAC torna difícil a formação de ferrita poligonal fina que melhora a deformabilidade e a tenacidade a baixa temperatura de um material base.
[0076] Assim, os presentes inventores viraram sua atenção para um método de produção de uma chapa de aço de alta resistência que não forma ferrita por uma história térmica de uma ZAC determinada de acordo com o aporte térmico na soldagem e com a espessura da chapa de um tubo de aço mas é capaz de formar ferrita poligonal em uma etapa de laminação a quente. Entretanto, como descrito acima, uma composição de componentes químicos com alta capacidade de endurecimento que contém Mo e B para serem originalmente adicionados para produzir uma chapa de aço de alta resistência composta principalmente de estrutura bainita e martensita torna difícil formar ferrita poligonal em uma estrutura base de uma chapa de aço de alta resistência.
[0077] Mo foi conhecido por ser um elemento que aumenta grandemente a capacidade de endurecimento pela adição composta com B. Isto é, é indicado que m aço Mo-B adicionado compostamente tem um efeito de também atrasar a transformação da ferrita se comparado com um aço com B adicionado não contendo Mo que tenha o mesmo Ceq. Os presentes inventores inicialmente examinaram a relação entre as condições de laminação em uma região de temperaturas onde a estrutura metálica é composta de austenita e não ocorre nenhuma recristalização, isto é, e, uma região de y não- recristalizada e a formação de ferrita em relação ao aço com Mo-B adicionado compostamente e ao aço com B adicionado com capacidade de endurecimento aumentada pelos elementos diferentes de Mo.
[0078] Inicialmente, como o aço com B adicionado com capacidade de endurecimento aumentada por elementos diferentes do Mo, um aço, contendo, em % em massa, C: 0,010 a 0,080%, Si: 0,01 a 0,50%, Mn: 1,2 a 2,8%, S: 0,0001 a 0,0050%, Ti: 0,003 a 0,030%, B: 0,0003 a 0,005%, N: 0,0010 a 0,008%, e O: 0,0001 a 0,0080%, e contendo um ou mais elementos entre Cr, Cu, e Ni, e contendo P: limitado a 0,050% ou menos, Al: limitado a 0,020% ou menos, e Mo: limitado a 0,03% ou menos, e tendo um Ceq que é o índice de capacidade de endurecimento de 0,30 a 0,53 e um parâmetro de fratura Pcm que é o índice de capacidade de soldagem de 0,10 a 0,20, e contendo um saldo composto de ferro e as inevitáveis impurezas foi fundido e lingotado para produzir uma placa de aço.
[0079] A seguir, cada corpo de prova tendo ma altura de 12 mm e tendo um diâmetro de 8 mm foi cortado das placas de aço obtidas e foi submetido a um trabalho/tratamento térmico simulando uma laminação a quente. Como trabalho/tratamento térmico , o corpo de prova foi submetido ao trabalho uma vez a uma razão de redução de 1,5 , submetido ao resfriamento a 0,2°C/s correspondente ao resfriamento a ar, e também submetido ao resfriamento acelerado a 15°C/s correspondente ao resfriamento a água. Incidentalmente, a temperatura na qual o trabalho é aplicado (temperatura de trabalho) foi ajustada para temperatura Ar3 ou maior para evitar a formação de ferrita trabalhada e estendida (ferrita trabalhada) e a laminação a baixa temperatura para diminuir a produtividade. A temperatura de transformação Ar3 no resfriamento foi obtida de uma curva de expansão térmica.
[0080] Após o trabalho/tratamento térmico, foi medida a razão de área da ferrita poligonal dos corpos de prova. Incidentalmente, a ferrita que não é estendida na direção de laminação e tem uma razão de aspecto de 1 para 4 foi ajustada como ferrita poligonal.
[0081] Os presentes inventores ajustaram a temperatura na qual o resfriamento acelerado a 15°C/s, correspondente ao resfriamento a água, é iniciado (temperatura de início do resfriamento acelerado) para Ar3 - 70°C e examinaram a condição de permissão da formação de ferrita poligonal enquanto mudavam a temperatura de trabalho descrita acima. Os resultados estão mostrados na FIG. 1. Incidentalmente, a FIG. 1 é aquela em que a razão de área da ferrita poligonal é plotada em relação à diferença entre a temperatura de trabalho e Ar3, e “O” indica o resultado do aço com Mo-B adicionado compostamente e “O” indica o resultado do aço com B adicionado com capacidade de endurecimento aumentada por elementos diferentes de Mo. Como mostrado na FIG, 1, nota-se que o aço com Mo-B adicionado compostamente, enquanto a temperatura de início da laminação do trabalho/tratamento térmico descrito acima é ajustada para Ar3 + 60°C ou menos e a laminação a baixa temperatura (laminação introduzindo tensão) a uma razão de redução de 1,5 ou mais é executada, 27% ou mais em razão de área de ferrita poligonal pode ser obtida. Isto é, no caso do aço com Mo-B adicionado compostamente, a temperatura de trabalho é controlada estritamente assim como as necessidades de laminação a serem executadas a baixa temperatura. Por outro lado, no aço com B adicionado com capacidade de endurecimento aumentada por outros elementos que não o Mo, é visto que 27% ou mais em razão de área de ferrita poligonal é formada independentemente da temperatura de trabalho.
[0082] Além disso, eles examinaram a relação entre a temperatura de início do resfriamento acelerado após a laminação a quente e a razão de área da ferrita poligonal, a relação entre a razão de área da ferrita poligonal e a deformabilidade, e a relação entre a razão de área da ferrita poligonal e a tenacidade a baixa temperatura. Quanto à laminação a quente, a temperatura de reaquecimento foi ajustada para 1050°C, o número de passes foi ajustado para 20 a 33, a laminação foi terminada a uma temperatura Ar3 ou maior, o resfriamento a ar foi executado e então o resfriamento a água foi executado como resfriamento acelerado. Incidentalmente, a razão de redução da região de Y não-recristalizado foi ajustada para 1,5 ou mais, o resfriamento a ar foi executado, e então foi iniciado o resfriamento a água (resfriamento acelerado) a partir de várias temperaturas.
[0083] A razão de área de ferrita poligonal de cada chapa de aço obtida pela laminação a quente descrita acima foi medida usando-se um microscópio ótico, e a chapa de aço foi submetida a um teste de tração e a um teste de rompimento pela queda de um peso (teste de rompimento por queda de peso a ser referido como DWTT) para avaliar a propriedade de tração e a tenacidade a baixa temperatura.
[0084] A propriedade de tração foi avaliada usando-se um corpo de prova da especificação API, a resistência à tração, o limite de elasticidade, e a razão do limite de elasticidade (YS) para a resistência à tração (TS) (YS/TS a ser referido como tensão de escoamento) foram encontradas, e assim a razão de área da ferrita poligonal capaz de alcançar tanto resistência quanto deformabilidade foi examinada.
[0085] Além disso, o DWTT foi executado a -60°C, a área de cisalhamento (área de Cisalhamento será referida como SA) de uma fratura foi descoberta, e a tenacidade a baixa temperatura foi avaliada.
[0086] A relação entre a temperatura de início do resfriamento acelerado e a razão de área da ferrita poligonal está mostrada na FIG. 2. Na FIG. 2, “O” indica o resultado do aço com B adicionado e “O” indica o resultado do aço com Mo-B adicionado compostamente. Nota- se da FIG. 2 que enquanto a temperatura de início do resfriamento acelerado após a laminação a quente é ajustada para Ar3 - 100°C a Ar3 - 10°C no aço com B adicionado com capacidade de endurecimento aumentada por outros elementos que não o Mo, a razão de área da ferrita poligonal na chapa de aço se torna 27 a 90%. Isto é, enquanto o resfriamento a ar é executado até uma temperatura na faixa de Ar3 - 100°C a Ar3 - 10°C a partir da temperatura Ar3 ou maior após a laminação a quente ser terminada, 27 a 90% em razão de área de ferrita poligonal pode ser formada.
[0087] Além disso, em relação ao aço com B adicionado com capacidade de endurecimento aumentada por outros elementos que não o Mo, a relação entre a razão de área da ferrita poligonal e a resistência à tração, e a razão entre a razão de área da ferrita poligonal e a tensão de escoamento estão mostradas na FIG. 3. “O” indica a relação entre a razão de área da ferrita poligonal e a resistência à tração. Nota-se da FIG. 3 que enquanto a razão de área da ferrita poligonal se torna 27% ou mais, a tensão de escoamento se torna 80% ou menos enquanto a razão de área de ferrita poligonal se torna 50% ou mais, uma deformabilidade extremamente boa, que é uma tensão de escoamento de 70% ou menos, pode ser obtida.
[0088] Além disso, nota-se da FIG. 3 que para garantir a resistência à tração de 570 MPa ou mais correspondente ao X70, é necessário fazer a razão de área da ferrita poligonal se tornar 90% ou menos. Além disso, para garantir a resistência à tração de 625 MPa ou mais correspondente ao X80, a razão de área da ferrita poligonal é preferivelmente feita tornar-se 75% ou menos. Além disso, para garantir mais estavelmente a resistência à tração de 625 MPa ou mais correspondente ao X80. a razão de área da ferrita poligonal é mais preferivelmente feita tornar-se 0% ou menos, e outro valor preferível é 60% ou menos.
[0089] Isto é, nota-se da FIG. 3 que a razão de área da ferrita poligonal se torna 27 a 90%, e portanto o equilíbrio entre a deformabilidade e a resistência melhora.
[0090] Além disso, a relação entre a razão de área da ferrita poligonal e a área de cisalhamento AS a -60°C esta mostrada na FIG. 4. Nota-se da FIG. 4 que para obter 85% ou mais da área de cisalhamento, a razão de área da ferrita poligonal precisa apenas ser 20%.
[0091] Como acima, os presentes inventores descobriram que para formar ferrita poligonal suficiente no aço com B adicionado de modo que a tenacidade a baixa temperatura e a deformabilidade na ZAC e o material base possam ser melhoradas, como um terceiro elemento a ser adicionado com o B, é importante usar elementos de ligação diferentes de Mo. Os presentes inventores executaram outro exame detalhado e obtiveram as descobertas a seguir para completar a presente invenção.
[0092] Para formar ferrita poligonal no aço com B adicionado para aumentar a tenacidade do material base e a deformabilidade, o efeito do terceiro elemento a ser adicionado com B para melhorar a capacidade de endurecimento é importante. Então, para garantir a tenacidade na ZAC, precisa ser feita uma composição com componentes químicos com capacidade de endurecimento aumentada. Entretanto, quando a adição composta de B e Mo é aplicada para aumentar a capacidade de endurecimento, as condições de laminação precisam ser controladas estritamente para provocar um problema de que o custo de produção aumenta e o custo de ligação aumenta. Assim, é necessário fazer uma composição de componentes químicos na qual elementos de melhoria da capacidade de endurecimento diferentes do Mo são selecionados como terceiro elemento a ser adicionado com o B.
[0093] Além disso, para melhorar a capacidade de endurecimento, o Ceq que é o índice de capacidade de endurecimento é feito cair na faixa de 0,30 - 0,53 , e também como um elemento para melhorar a capacidade de endurecimento, elementos tais como Mn, Cr, Ni e Cu são selecionados em adição ao C.
[0094] Além disso, não há necessidade de executar o que é chamado de laminação de introdução de tensão para formar ferrita poligonal após a laminação a quente. Aqui, a laminação de introdução de tensão significa a laminação a quente a ser executada sob a condição de que a temperatura de início de laminação seja Ars + 60°C ou menos e a razão de redução seja 1,5 ou mais. Na presente invenção, a ferrita poligonal que melhora a deformabilidade e a tenacidade a baixa temperatura pode ser formada apenas pelo controle das condições do resfriamento a ser executado após a laminação a quente sem executar a laminação de introdução de tensão. A temperatura de início do resfriamento acelerado após a laminação a quente é ajustada para Ar3 - 100°C a Ar3 - 10°C, tornando assim possível fazer a razão de área de ferrita poligonal da chapa de aço se tornar 27 a 90%. Incidentalmente, o resfriamento até a temperatura de início do resfriamento acelerado pode ser executada por resfriamento a ar, ou pode também ser executada por resfriamento lento a uma taxa média de resfriamento de menos de 10°C/s.
[0095] Além disso, após a laminação a quente, o resfriamento lento é executado até a temperatura de início do resfriamento acelerado descrita acima para formar ferrita poligonal dessa forma, e então o resfriamento acelerado é executado a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou mais para melhorar a resistência pela transformação de bainita e pela transformação de martensita. Além disso, para garantir a resistência, o resfriamento acelerado precisa ser interrompido a uma temperatura de formação de bainita Bs ou menos.
[0096] Além disso, para melhoria da tenacidade na ZAC a temperaturas extremamente baixas de -40°C e também -60°C, são necessários uma diminuição na M-A sendo uma segunda fase dura e tornar finos os grãos de cristal. Entretanto, em um material grosso tendo uma espessura de 20mm ou mais, o aporte térmico na soldagem se torna um alto aporte térmico, o tamanho de grão da ZAC aumenta, e MB sendo a segunda fase dura prejudicial à tenacidade também aumenta. Portanto, é extremamente difícil garantir a tenacidade na ZAC a temperaturas extremamente baixas de -40°C e também -60°C. Assim, os presentes inventores a seguir viraram sua atenção para um método de suprimir a formação de M-A na soldagem em também evitar a formação de ferrita bruta nas contornos de grão. Além disso, os presentes inventores viraram sua atenção para um método no qual a transformação intragranular que começa nos óxidos é promovida e também a capacidade de endurecimento é aumentada, e assim estruturas transformadas intragranulares a serem formadas no momento da soldagem são tornadas finas, o tamanho de grão de alto ângulo de uma estrutura metálica composta de bainita e da estrutura transformada intragranular é diminuída, e a tenacidade a baixa temperatura na ZAC é melhorada.Incidentalmente, a estrutura transformada intragranular nessa modalidade significa ferrita intragraular ou bainita intragranular formada em uma forma de pétala (em um padrão radial) começando a partir de uma inclusão dispersa finamente.
[0097] Assim, os presentes inventores examinaram a seguir as condições dos componentes que afetam a temperatura na qual a estrutura transformada intragranular é formada na ZAC.
[0098] Inicialmente um aço contendo, em % em massa, C: 0,010 a 0,060%, Si: 0,01 a 0,50%, Mn: 1,2 a 2,8%, S: 0,0001 a 0,0050%, Ti: 0,003 a 0,030%, B: 0,0003 a 0,005%, N: 0,0010 a 0,008%, e O: 0,0001 a 0,0080%, e contendo um ou mais elementos entre Cr, Cu e Ni, e contendo P: limitado a 0,050% ou menos, Al: limitado a 0,008% ou menos, e M: limitado a 0,03% ou menos, e tendo um Ceq que é o índice de capacidade de endurecimento de 0,30 a 0,53 e um parâmetro de fratura Pcm que é o índice de capacidade de soldagem de 0,10 a 0,20 , e tendo um saldo composto de ferro e as inevitáveis impurezas foi fundido e lingotado para produzir uma placa de aço.
[0099] A seguir, um corpo de prova tendo um comprimento de 10 mm e tendo um diâmetro de 3 mm foi cortado da placa de aço obtida e foi submetida a um tratamento térmico simulando uma ZAC de uma zona de soldagem para medir a temperatura de início da transformação y/α de bainita e a estrutura transformada intragranular pela medição da expansão térmica. A relação entre Ceq e a temperatura de início da transformação y/α naquele momento está mostrada na FIG. 5.
[00100] Além disso, um corpo de prova quadrado de 12 mm tendo um comprimento de 120 mm foi cortado da placa de aço e foi submetido ao tratamento térmico descrito acima simulando a ZAC da zona de soldagem para então medir o tamanho do grão de alto ângulo da estrutura metálica composta de bainita e estrutura intragranular transformada por um método EBSP (Electron Backscatter Diffraction Pattern). Incidentalmente, uma interface tendo uma diferença angular de 15° ou mais entre grãos de cristal foi definida como uma contorno de grão de alto ângulo e o tamanho máximo de grão dos grãos de cristal circundados pela contorno de grão de alto ângulo foi definido como o tamanho de grão de alto ângulo eficaz para a tenacidade da ZAC (tamanho de grão de cristal efetivo). Os resultados estão mostrados na FIG. 6. Incidentalmente, o tamanho de grão significa o raio de um círculo tendo a mesma área que a do grão de cristal.
[00101] Além disso, um corpo de prova quadrado de 12 mm tendo um comprimento de 120 mm foi cortado da placa de aço e então foi submetido a um teste de impacto Charpy para medir a energia absorvida a -60°C. Os resultados estão mostrados na FIG. 7.
[00102] Como mostrado na FIG. 5, nota-se que com o aumento no Ceq, a temperatura de início da transformação y/a diminui. Isto é, aumentando-se a capacidade de endurecimento, a temperatura de início da transformação y/a da estrutura transformada intragranular pode ser diminuída.
[00103] Como mostrado na FIG. 6, é notado que com a diminuição na temperatura de início da transformação y/a, o tamanho de grão de alto ângulo da estrutura metálica composta de bainita e estrutura transformada intragraular diminui, mas quando a temperatura de início da transformação y/a diminui para menos de 500°C, o tamanho do grão de alto ângulo aumenta. Isto é concebível porque a diminuição no tamanho de grão da estrutura transformada intragranular a ser formada contribui grandemente para um efeito de tornar finos os grãos de cristal obtidos pela diminuição da temperatura de início da transformação y/a, mas quando a temperatura de início da transformação y/α se torna muito baixa, nenhuma estrutura transformada intragranular é obtida e é formada uma estrutura composta principalmente bainita e martensita, resultando no fato de que os grãos de cristal se tornam brutos. O efeito de tornar a estrutura fina obtida pela diminuição na temperatura de início da transformação y/α resulta concebivelmente do fato de que como a transformação é causada a uma temperatura mais baixa, o grau de sub- resfriamento aumenta, a frequência da formação do núcleo para transformação intragranular aumenta, e a transformação intragranular é promovida.
[00104] A FIG. 7 é uma vista mostrando a relação entre o tamanho de grão de alto ângulo da estrutura metálica composta de bainita e estrutura transformada intragranular e a energia absorvida Charpy a - 60°C. Como mostrado na FIG. 7, nota-se que quando o tamanho de grão de alto ângulo diminui, a energia absorvida Charpy a -60°C aumenta, e quando o tamanho de grão de alto ângulo é 80 μm ou menos, a energia absorvida a -60°C se torna 50 J ou mais. Isto é, nota- se que tornando finas a estrutura metálica composta de bainita e a estrutura transformada intragranular, uma excelente tenacidade pode ser obtida mesmo a uma temperatura extremamente baixa de -60°C.
[00105] Como acima, os presentes inventores descobriram um método no qual a formação de M-A na soldagem é suprimida, a capacidade de endurecimento do aço é aumentada para evitar a formação de ferrita bruta na contorno de grão, é provocada a transformação intraganular iniciando-se a partir de uma inclusão, e também a transformação intragranular é promovida pelo controle da temperatura de início da transformação y/α, para assim diminuir o tamanho do grão de alto ângulo da estrutura metálica composta de bainita e estrutura transformada intragranular para melhorar a tenacidade a baixa temperatura na ZAC.
[00106] Para suprimir a formação de M-A na soldagem, é eficaz diminuir o teor de C e limitar o teor de Mo. M-A é formado como resultado de que a ZAC exposta à alta temperatura pela soldagem é transformada em uma fase austenita, e em um processo onde a transformação progride durante o resfriamento posterior, a concentração de C em uma fase austenita não-transformada progride, e a fase austenita é estabilizada. Portanto, diminuindo-se a quantidade de C, a concentração de C para a fase austenita não-transformada é suprimida, resultando no fato de que a formação de M-A é suprimida. Além disso, diminuindo-se a quantidade de C e também limitando-se a quantidade de Mo que contribuem para a formação de M-A conforme acima, a formação de M-A pode também ser suprimida.
[00107] Além disso, para promover a transformação intragranular, são eficazes a diminuição da quantidade de Al e a adição de uma quantidade adequada de Ti. Quando óxidos de Ti são dispersos finamente, eles agem efetivamente como núcleos de formação para a transformação intragranular. Entretanto, quando Al é adicionado em grandes quantidades, a formação de óxidos de Ti para agirem como núcleos de formação para a transformação intragranular é inibida, de modo que, na presente invenção, uma quantidade adequada de Ti é adicionada e a quantidade de Al é diminuída.
[00108] Além disso, para suprimir a formação de ferrita bruta na contorno de grão que deteriora a tenacidade a baixa temperatura na ZAC, é extremamente eficaz aumentar a capacidade de endurecimento pela adição de uma quantidade adequada de B.
[00109] Além disso, nota-se que é extremamente importante diminuir o tamanho do grão de alto ângulo da estrutura composta de bainita e da estrutura intragranular transformada, diminuindo a temperatura de início da transformação y/α. Assim, a temperatura de início da transformação y/α é diminuída pelo uso de elementos diferentes de Mo para aumentar M-A.
[00110] Além disso, pela adição de um ou dois ou mais elementos entre Mn, Cr, Cu, e Ni, a capacidade de endurecimento é aumentada para diminuir a temperatura de início da transformação y/α. Então, pelas estruturas finas intragranulares transformadas a baixa temperatura, a estrutura metálica na ZAC composta de grãos finos feitos de bainita e estruturas transformadas intragranulares, tornando assim possível aumentar a tenacidade a baixa temperatura na ZAC.
[00111] Isto é, se comparado com os aços que usam a estrutura transformada intragranular que foi relatada até aqui, diminuindo-se o teor de C e limitando-se o teor de Mo, a formação de M-A é também diminuída. Então, pela adição de Mn e de um ou dois ou mais elementos entre Cr, Cu, e Ni, a capacidade de endurecimento é aumentada, a temperatura de início da transformação y/α da estrutura intragranular transformada é diminuída, e o tamanho efetivo do grão de cristal em relação à tenacidade na ZAC é também diminuída. (Composição química)
[00112] A seguir será explicada a composição química de um tubo de aço de alta resistência e de uma chapa de aço de alta resistência na presente invenção. Incidentalmente, em relação à composição química, % significa % em massa. (C: 0,01 a 0,080%)
[00113] C é um elemento pra melhorar a resistência do aço. Para formar uma fase dura feita de um ou ambos entre bainita e martensita na estrutura metálica, 0,01% ou mais de C precisa estar contido. Além disso, na presente invenção, para alcançar tanto alta resistência quanto alta tenacidade, o teor de C é ajustado para 0,00% ou menos. Além disso, para suprimir a formação de M-A na estrutura metálica da ZAC em particular para alcançar tanto alta resistência quanto alta tenacidade, o teor de C é ajustado para 0,060% ou menos. Incidentalmente, em vista do equilíbrio entre a resistência e a tenacidade, o teor de C é preferivelmente ajustado para 0,02 a 0070%, e mais preferivelmente ajustado para 0,02 a 0,050% quando a tenacidade na ZAC é também considerada. (Si: 0,01 a 0,50%)
[00114] Si é um elemento útil para desoxidação e melhoria da resistência. Para executar suficientemente a desoxidação, 0,01% ou mais de Si precisa estar contido no aço. Por outro lado, quando um teor maior que 0,50% de Si está contido no aço, é provocado um risco de eu a tenacidade da ZAC deteriore, de modo que o limite superior do teor de Si é ajustado para 0,50%. Incidentalmente, em vista do equilíbrio entre a resistência e a tenacidade e tornar a desoxidação mais eficiente, o teor de Si é preferivelmente ajustado para 0,05 a 0,3%, e mais preferivelmente ajustado para 0,1 a 0,25%. (Mn: 1,2 a 2,8% ou menos)
[00115] Mn é um elemento barato, e é um elemento importante para aumentar a Ceq que é o índice da capacidade de endurecimento, diminuir a temperatura de início da transformação y/α da bainita e da estrutura transformada intragranular, e diminuir o tamanho do grão de alto ângulo para aumentar a tenacidade na ZAC. Além disso, embora seja adicionado com o B, Mn torna possível formar ferrita poligonal no material base sem executar a laminação a baixa temperatura e melhorar a tenacidade do material base. Para garantir a resistência e a tenacidade, 1,2% ou mais de Mn precisam estar contidos no aço.
[00116] Por outro lado, quando Mn é adicionado excessivamente, a temperatura de início de transformação y/α diminui excessivamente, nenhuma estrutura transformada intragranular pode ser obtida, o tamanho de grão aumenta, e a tenacidade na ZAC é prejudicada, de modo que o limite superior é ajustado para 2,8%. Além disso, em vista da produtividade quando se funde o aço, o limite superior de Mn é preferivelmente ajustado para 2,5%, e mais preferivelmente para 2,2%. (S: 0,0001 a 0,0050%)
[00117] S é uma impureza, e quando mais de 0,0050% de S estão contidos no aço, sulfetos brutos são formados e a tenacidade diminui, de modo que o teor de S é ajustado para 0,0050 ou menos. Incidentalmente, para também suprimir a diminuição na tenacidade, o teor de S é preferivelmente ajustado para 0,003% ou menos, e mais preferivelmente ajustado para 0,0025% ou menos. Além disso, quando óxidos de Ti são finamente dispersos na chapa de aço, MnS precipita, a transformação intragranular é provocada, e a tenacidade das chapa de aço base e da ZAC melhora. Para obter esse efeito, 0,0001% ou mais de S precisa estar contido no aço. Assim, o teor de S é ajustado para 0,0001 a 0,0050%. (Ti: 0,003 a 0,030%)
[00118] Ti é um elemento importante para formar nitretos de Ti para contribuir para a diminuição do tamanho de grão de cristal da chapa de aço base e da ZAC. Portanto, 0,003% ou mais de Ti precisa estar contido no aço. Para também diminuir o tamanho do grão de cristal da ZAC, o teor de Ti é preferivelmente 0,005% ou mais, e mais preferivelmente 0,008% ou mais.
[00119] Por outro lado, quando Ti está contido excessivamente no aço, inclusões brutas são formadas para prejudicar a tenacidade, de modo que o limite superior de Ti é ajustado para 0,030%. Além disso, para dispersar mais finamente óxidos de Ti, o teor de Ti é preferivelmente 0,028% ou menos, e mais preferivelmente 0,025% ou menos.
[00120] Quando óxidos de Ti são finamente dispersos, eles agem efetivamente para a formação de núcleos para a transformação intragranular. Incidentalmente, quando o teor de oxigênio é grande quando se adiciona Ti, óxidos brutos de Ti são formados, de modo que no momento da produção do aço, a desoxidação é preferivelmente executada pelo Si e pelo Mn pra diminuir o teor de oxigênio no aço. Nesse caso, óxidos de Al são mais passíveis de serem formados que óxidos de Ti, de modo que não é preferido que uma quantidade excessiva de Al deva ser adicionada ao aço para desoxidação. (B: 0,0003 a 0,005%)
[00121] B aumenta significativamente a capacidade de endurecimento, e é um elemento importante para suprimir a formação de ferrita bruta nas contornos de grão na ZAC. Para obter esse efeito, 0,0003% ou mais de B precisam estar contidos no aço. Além disso, para aumentar mais seguramente a capacidade de endurecimento, o teor de B é preferivelmente 0,0005% ou mais.
[00122] Por outro lado, quando B é excessivamente adicionado ao aço, BN bruto é formado e a tenacidade da ZAC em particular diminui, de modo que o limite superior do teor de B é ajustado para 0,005%. (N: 0,010 a 0,008%)
[00123] N forma TiN e suprime o embrutecimento dos grãos de austenita quando a placa é reaquecida e suprime o embrutecimento dos grãos de austenita na ZAC para melhorar a tenacidade a baixa temperatura do material base e na ZAC. A quantidade mínima necessária para isso é 0,0010%.
[00124] Por outro lado, quando N está excessivamente contido, BN é formado para prejudicar o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento do B, resultando no fato de que é formada ferrita bruta nas contornos de grão para prejudicar a tenacidade na ZAC, ou BN bruto é formado para prejudicar a tenacidade na ZAC. Portanto, o limite superior de N é ajustado para 0,008%. Incidentalmente, para obter estavelmente o efeito pela adição de N, o teor de N é preferivelmente ajustado para 0,0020 a 0,007%. (O: 0,0001 a 0,0080%)
[00125] O é uma impureza, e o limite superior do teor de O precisa ser ajustado para 0,0080% para evitar a diminuição a tenacidade provocada pela formação de inclusões.
[00126] Por outro lado, para formar óxidos de Ti para contribuir para a transformação intragranular, o teor de O que permanece no aço no momento do lingotamento é ajustado para 0,0001% ou mais.
[00127] Incidentalmente, quando o equilíbrio entre a garantia da tenacidade e a formação de óxidos de Ti é considerada, o teor de O é preferivelmente ajustado para 0,0010 a 0,0050%. (P: 0,050% ou menos)
[00128] P é uma impureza, e quando mais de 0,050% de P estão contidos no aço, a tenacidade da chapa de aço base diminui significativamente. Assim, o teor de P é limitado a 0,050% ou menos. Para melhorar a tenacidade da ZAC, o teor de P é preferivelmente limitado a 0,020% ou menos. Incidentalmente, o valor limite inferior do teor de P não é ajustado em particular, mas ajustar o valor limite inferior para menos de 0,0001% é economicamente desvantajoso, então esse valor é ajustado preferivelmente como valor limite inferior. (Al: 0,020% ou menos)
[00129] Al é um elemento desoxidante, mas para aumentar a tenacidade da chapa de aço e da ZAC pela supressão da formação de inclusões, o limite superior de Al precisa ser ajustado para 0,020%. O teor de Al é limitado conforme acima, tornando assim possível dispersar finamente óxidos de Ti que contribuem para a transformação intragranular. Particularmente, para formar suficientemente óxidos de Ti que contribui para a transformação intragranular, o limite superior de Al é ajustado para 0,008%. Para dispersar finamente óxidos de Ti, o limite superior de Al é preferivelmente 0,005% e, para obter mais estavelmente óxidos de Ti, o limite superior de Al é mais preferivelmente 0,003%. Incidentalmente, o valor limite inferior do teor de Al não é ajustado em particular, mas pode ser maior que 0%. (Mo: 0,03% ou menos)
[00130] Mo aumenta significativamente a capacidade de endurecimento pela adição composta com B em particular, e é um elemento eficaz para alcançar alta resistência da chapa de aço base e melhorar a tenacidade da ZAC, mas a adição de Mo torna difícil a formação de ferrita poligonal na chapa de aço base, para assim provocar um risco de que a tenacidade a baixa temperatura e a deformabilidade do material base não possa ser suficientemente garantido. Portanto, para a melhoria da tenacidade e deformabilidade do material base, a quantidade de Mo é limitada a 0,03% ou menos. Além disso, Mo é um elemento caro, e é preferível que Mo não seja adicionado em vista do custo de ligação. (Cr, Cu, e Ni)
[00131] Além disso, o tubo de aço de alta resistência e a chapa de aço de alta resistência da presente invenção contêm um ou mais elementos entre Cr, Cu, e Ni em adição aos elementos descritos acima. O Cr forma ferrita poligonal na chapa de aço base sem executar laminação a baixa temperatura mesmo que adicionado com B, e é um elemento capaz de melhorar a tenacidade do material base. Além disso, Cr é um elemento barato e é um elemento importante para aumentar o Ceq que é um índice de capacidade de endurecimento, diminuir a temperatura de início da transformação y/α, e diminuir o tamanho de grão de alto ângulo para aumentar a tenacidade da ZAC. Além disso, Cu e Ni são elementos eficazes que aumentam a resistência sem prejudicar a tenacidade, e aumentar o Ceq que é um índice da capacidade de endurecimento e melhora a tenacidade na ZAC. Além disso, Cu e Ni formam ferrita poligonal no material base sem executar a laminação a baixa temperatura mesmo que sendo adicionado com B, e melhoram a tenacidade do material base. Além disso, Cu e Ni são elementos que diminuem a temperatura de início da transformação y/α para diminuir o tamanho de grão de alto ângulo. Incidentalmente, Cu e Ni estão preferivelmente compostamente contidos para suprimir a ocorrência de falhas de superfície.
[00132] Como será descrito mais tarde, os teores de Cr, Cu e Ni são limitados de modo a fazer o Ceq a ser obtido pela (Expressão 1) (ou (Expressão 1’)) se tornar 0,30 a 0,53 e são limitados de modo a fazer o Pcm a ser obtido pela (Expressão 2) (ou (Expressão 2’)) se tornar 0m10 a 0,20. Além disso, para suprimir a formação de M-A na estrutura metálica da ZAC em particular para alcançar tanto alta resistência quanto alta tenacidade, os teores de Cr, Cu e Ni são limitados de modo a fazer a temperatura de início da transformação y/α a ser obtido pela (Expressão 3) se tornar 500 a 600°C.
[00133] Além disso, para o tubo de aço de alta resistência e a chapa de aço de alta resistência da presente invenção, um ou dois ou mais elementos entre W, V, Nb, Zr, e Ta podem também ser adicionados como um elemento para melhorar a resistência e a tenacidade, em adição aos elementos descritos acima. Além disso, esses elementos podem ser considerados como impurezas porque eles não provocam efeitos adversos particularmente quando seus teores são, cada um, menores que o limite inferior preferível. (W, V, Nb, Zr, Ta, Mg, Ca, Terras Raras, Y, Hf, e Re)
[00134] Além disso, na presente invenção, um ou dois ou mais elementos entre W, V, Nb, Zr, Ta, Mg, Ca, Terras Raras, Y, Hf, e Re podem também estar contidos como um elemento para melhorar a resistência e a tenacidade, em adição aos elementos descritos acima. Além disso, esses elementos podem ser considerados como impurezas porque eles não causam efeitos adversos particularmente quando seus teores são menores que o limite inferior preferível.
[00135] W, V, Nb, Zr, e Ta formam, cada um, carbonetos e nitretos e são elementos para melhorar a resistência do aço pelo reforço da precipitação, e um ou dois ou mais deles podem também estar contidos. Para aumentar efetivamente a resistência, o limite inferior da quantidade de W é preferivelmente ajustado para 0,01%, o limite inferior da quantidade de V é preferivelmente ajustado para 0,010%, o limite inferior da quantidade de Nb é preferivelmente ajustado para 0,001%, e os limites inferiores da quantidade de Zr e da quantidade de Ta são ambos preferivelmente ajustados para 0,0001%.
[00136] Por outro lado, quando W é adicionado excessivamente, a resistência algumas vezes aumenta excessivamente devido à melhoria da capacidade de endurecimento para prejudicar a tenacidade, de modo que o limite superior da quantidade de W é preferivelmente ajustado para 0,50%. Além disso, quando V, Nb, Zr, e Ta são adicionados excessivamente, carbonetos e nitretos algumas vezes se tornam brutos para prejudicar a tenacidade, então o limite superior da quantidade de V é preferivelmente ajustado para 0,100%, o limite superior da quantidade de Nb é preferivelmente ajustado para 0,200%, e os limites superiores da quantidade de Zr e da quantidade de Ta são ambos preferivelmente ajustados para 0,0500%.
[00137] Mg, Ca, Terras Raras, Y, Hf, e Re são, cada um, um elemento para controlar a forma das inclusões para alcançar a melhoria da tenacidade, e um ou dois ou mais desses elementos podem também estar contidos.
[00138] Mg é um elemento que apresenta um efeito de fazer óxidos finos e suprimir a formação de sulfetos. Particularmente, os óxidos de Mg agem como núcleos de formação de transformação intragranular, e têm o efeito de fazer óxidos finos e suprimir a formação de sulfetos. Particularmente, óxidos finos de Mg agem como núcleos de formação de transformação intragranular, e têm o efeito de suprimir o crescimento do tamanho de grão como partículas de fixação. Para obter esses efeitos, 0,0001% ou mais de Mg está preferivelmente contido. Por outro lado, quando mais de 0,0100% e Mg está contido, óxidos brutos são formados algumas vezes para diminuir a tenacidade da ZAC, de modo que o limite superior da quantidade de Mg é preferivelmente ajustado para 0,0100%.
[00139] Ca e Terras Raras são elementos úteis para controlar a forma dos
[00140] sulfetos para suprimir a formação de MnS estendido na direção de laminação e melhorar as propriedades do material de aço na direção da espessura da chapa, particularmente resistência ao rasgamento lamelar. Para obter esses efeitos, os limites inferiores da quantidade de Ca e da quantidade de Terras Raras são ambos preferivelmente ajustados para 0,0001% ou mais. Por outro lado, quando a quantidade de Ca e a quantidade de Terras Raras excede 0,0050%, os óxidos aumentam, os óxidos finos contendo Ti diminuem, e a ocorrência de transformação intragranular é algumas vezes inibida, de modo que a quantidade de Ca e a quantidade de Terras Raras são, cada uma, preferivelmente 0,0050% ou menos.
[00141] Y, Hf, e Re são também elementos que apresentam efeitos similares àqueles de Ca e Terras Raras , e quando eles são adicionados excessivamente, a ocorrência de transformação intragranular é algumas vezes inibida. Portanto., as faixas preferíveis da quantidade de Y, da quantidade de Hf e da quantidade de Re são, cada uma, 0,0001 a 0,0050%.
[00142] Além disso, o saldo diferente dos elementos descritos acima é composto praticamente de Fe, e elementos que não prejudicam as funções e efeitos da presente invenção tais como impurezas inevitáveis podem ser adicionados em quantidades insignificantes. (Carbono equivalente Ceq)
[00143] Na presente invenção, para garantir a tenacidade a baixa temperatura da chapa de aço e da ZAC, o carbono equivalente Ceq da (Expressão 1) abaixo que é calculada a partir dos teores respectivos [% em massa] de C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, e V sendo os elementos que contribuem para a melhoria da capacidade de endurecimento, é ajustado para 0,30 a 0,53. O carbono equivalente Ceq foi conhecido por ser correlacionado com a dureza máxima da zona de soldagem e é um valor para ser o índice de capacidade de endurecimento e de capacidade de soldagem. Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo+ V)/5 ••• (Expressão 1)
[00144] Aqui, C, Mn, Ni, Cu, Cr, e Mo na (Expressão 1) acima denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores são 0%.
[00145] Incidentalmente, na presente invenção, quando V está também contido, o Ceq é obtido pela (Expressão 1’) abaixo no lugar da (Expressão 1) acima. Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ••• (Expressão 1’)
[00146] Aqui, C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, e V na (Expressão 1’) acima denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores forem 0%. V é calculado como 0 quando o teor é menor que 0,010% em massa. (Parâmetro de fratura Pcm)
[00147] Além disso, para garantir a tenacidade a baixa temperatura da chapa de aço e da ZAC, o parâmetro de fratura Pcm da (Expressão 2) abaixo que é calculado a partir dos teores [% em massa] de C, Si, Mn, Cu, Cr, Ni, Mo, V, e B é ajustado para 0,10 a 0,20. O parâmetro de fratura Pcm foi conhecido como coeficiente que permite a suposição da sensibilidade da fratura a baixa temperatura na soldagem, e é um valor para ser um índice de capacidade de endurecimento e capacidade de soldagem. Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + 5B ••• (Expressão 2)
[00148] Aqui, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, e B na (Expressão 2) acima denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores forem 0%.
[00149] Incidentalmente, na presente invenção, quando V está também contido, o Pcm é obtido pela (Expressão 2’) abaixo em ligar da (Expressão 2) acima. Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B ••• (Expressão 2’)
[00150] Aqui, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, e B na (Expressão 2’) acima denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores forem 0%. V é calculado como 0 quando o teor é menor que 0,010% em massa.
[00151] Além disso, para ter uma boa tenacidade da ZAC a uma temperatura extremamente baixa de -60°C em particular, é necessário fazer a microestrutura na qual o tamanho de grão de alto ângulo da estrutura metálica composta de bainita e estrutura transformada intragranular seja 80 μm ou menos. Para alcançar isso, em adição à limitação do Ceq e do Pcm, a temperatura de início da transformação y/α na ZAC obtida pela (Expressão 3) abaixo é também ajustada para 500 a 600°C. Temperatura de início da transformação y/α = -2500Ceq2 + 1560Ceq + 370 ••• (Expressão 3) (Estrutura metálica)
[00152] A estrutura metálica da chapa de aço base do tubo de aço de alta resistência da presente invenção e a estrutura metálica da chapa de aço de alta resistência da presente invenção são, cada uma, composta principalmente de ferrita poligonal e contêm uma fase dura como seu saldo. Aqui, a FIG. 8 é uma fotografia mostrando a estrutura metálica da chapa de aço base. A FIG. 9 é uma vista esquemática para explicar a estrutura metálica da chapa de aço base. A ferrita poligonal é uma ferrita a ser formada a uma temperatura relativamente alta durante o resfriamento a ar após a laminação a quente. A ferrita poligonal tem uma razão de aspecto de 1 a 4, e é distinguida da ferrita laminada a ser estendida (ferrita trabalhada) e ferrita acicular (ferrita acicular) e ferrita Widmanstatten que são formadas a uma temperatura relativamente baixa durante o resfriamento acelerado após a laminação a quente. Aqui, a razão de aspecto é um valor do comprimento de um grão de ferrita dividido pela largura.
[00153] Além disso, a ferrita poligonal é observada na parte branca, e a estrutura maciça não contendo precipitados tais como cementita bruta e constituintes martensita-austenita (a serem referidos como M-A) em um grão com um microscópio ótico.
[00154] Além disso, a fase dura descrita acima é uma estrutura composta de uma ou ambas entre bainita e martensita. Incidentalmente, na estrutura a ser observada com um microscópio ótico, como saldo diferente de ferrita poligonal, bainita, e martensita, austenita retida, e MA estão contidos algumas vezes. A fração de M-A no material base é desejavelmente 8,0% ou menos.
[00155] Como mostrado na FIG. 9, na estrutura metálica da chapa de aço base, em contraste com ferrita polygonal 1 branca, redonda e maciça, uma fase dura 2 tal como bainita aparece em uma forma de ripa ou em forma de chapa, por exemplo, e M-A 3 aparece fora da ferrita polygonal 1.
[00156] A razão de área de ferrita poligonal na chapa de aço é feita se tornar 27% ou mais. Conforme descrito acima, na chapa de aço tendo a composição química com capacidade de endurecimento aumentada, a ferrita poligonal é formada e o saldo é composto de fase dura de bainita e martensita, e assim o equilíbrio entre a resistência e a deformabilidade é melhorado. Quando a fração de área da ferrita poligonal é 27% ou mais, a tensão de escoamento que é o índice da deformabilidade (YS/TS) se torna 80% ou menos, e quando a razão de área da ferrita poligonal é 50% ou mais, a tensão de escoamento se torna 70% ou menos, resultando no fato de que uma boa deformabilidade não pode ser obtida.
[00157] Por outro lado, para garantir a resistência, é necessário fazer a razão de área da ferrita poligonal se tornar 90% ou menos. Como mostrado na FIG. 3, a razão de área da ferrita poligonal é feita se tornar 90% ou menos, tornando assim possível garantir a resistência à tração correspondente a X70 ou maior. Além disso, para aumentar a resistência para garantir a resistência à tração correspondente a X80 ou maior, a razão de área da ferrita poligonal é preferivelmente feita se tornar 80% ou menos. Além disso, para garantir mais estavelmente a resistência à tração correspondente a X80, a razão de área de ferrita poligonal é mais preferivelmente 70% ou menos, e o valor preferível da razão de área é 60% ou menos.
[00158] Além disso, a razão de área da ferrita poligonal é feita se tornar 27 a 90%, melhorando assim o equilíbrio entre a resistência e a tenacidade da chapa de aço. A razão de área da ferrita poligonal é feita 20% ou mais, e assim, como mostrado na FIG. 4, a tenacidade abaixa temperatura da chapa de aço melhora significativamente para tornar possível fazer a área de cisalhamento na DWTT a -60°C se tornar 85% ou mais.
[00159] Além disso, na estrutura metálica da chapa de aço, um saldo diferente de ferrita poligonal é a fase dura composta de um ou ambos entre bainita e martensita. A razão de área da fase dura se torna 10 a 73% porque a razão de área da ferrita poligonal é 27a 90%.
[00160] A bainita é definida como uma estrutura na qual carbonetos austenita retida e M-A são posicionados entre ferritas bainíticas em forma de ripa, em forma de chapa e maciças. A martensita é uma estrutura composta de ferrita e forma de ripa ou em forma de chapa na qual o carbono é dissolvido sólido de maneira supersaturada, onde nenhum carboneto se precipita. A austenita retida é aquela austenita formada a alta temperatura que não é transformada y/a para ser retida à temperatura ambiente.
[00161] Incidentalmente, a espessura da chapa de aço de alta resistência da presente invenção não é limitada, mas é particularmente eficaz quando a espessura da chapa é 20 a 40 mm. Similarmente, a espessura da chapa de aço base do tubo de aço de alta resistência da presente invenção não é limitada, mas é particularmente eficaz quando a espessura da chapa é de 20 a 40 mm. (Estrutura metálica da ZAC)
[00162] Além disso, para obter boa tenacidade na ZAC a uma temperatura extremamente baixa de -60°C em particular no tubo de aço de alta resistência da presente invenção, é importante que a estrutura metálica em um grão de austenita prévia na ZAC contenha a estrutura transformada intragranular.
[00163] As FIG. 10(a) e FIG. 10(b) são vistas esquemáticas para explicar a estrutura da ZAC no tubo de aço de alta resistência da presente invenção e são vistas para explicar a estrutura transformada intragranular. A FIG. 10(a) mostra o estado em que nenhuma estrutura transformada intragranular 12 está contida em um grão de austenita prévia e a FIG. 10(b) mostra o estado em que as estruturas transformadas intragranulares 12 estão contidas em um grão de austenita prévia. Como será descrito mais tarde, o tubo de aço de alta resistência da presente invenção é produzido de maneira tal que, por exemplo, a chapa de aço de alta resistência (material base) seja conformada em forma de um tubo, as porções de topo são soldadas, e o tubo é expandido. Nessa ocasião, a faixa desde o metal da solda até uma distância predeterminada se torna a ZAC.
[00164] Nas FIG. 10(a) e FIG. 10(b), cada símbolo 11 denota uma contorno de grão de austenita prévia, e a região circundada por essa contorno de grão y 11 corresponde ao interior do grão de austenita prévia. A contorno de grão de austenita prévia é uma contorno de grão de austenita formada quando a estrutura base exposta a alta temperatura pela soldagem é transformada e austenita. O interior do grão de austenita prévia é y/α transformada durante o processo de resfriamento após a soldagem para ser a estrutura contendo as estruturas transformadas intragranulares 12.
[00165] As FIG. 10(a) e FIG. 10(b) mostram, cada uma, a estrutura metálica de dois grãos de austenita prévia G1 e G2 que estão em contato entre si na ZAC. A estrutura metálica mostrada nas FIG. 10(a) e FIG. 10(b) pode ser observada de maneira que a ZAC seja causticada com nital ou similar para ser ampliada 100 vezes a 500 vezes pelo uso de um microscópio ótico ou de um microscópio de varredura eletrônica.
[00166] No tubo de aço de alta resistência da presente invenção, particularmente Al é ajustado para 0,005% ou menos, tornando assim possível dispersar finamente óxidos de Ti no aço e formar a estrutura transformada intragranular no grão de austenita prévia na ZAC partindo do óxido de Ti (uma inclusão).
[00167] Aqui, como mostrado na FIG. 10(a), no estado em que as estruturas transformadas intragranulares 12 não estão contidas no grão y, grãos de bainita e grãos de martensita 14 a serem formados no grão de austenita prévia não são divididos e os tamanhos de grão de cristal no grão de austenita prévia não diminui.
[00168] Em contraste com isso, como mostrado na FIG. 10(b), no grão de austenita prévia na ZAC, é feito um estado em que os óxidos de Ti 12 são dispersos finamente porque a quantidade de Al é diminuída e a quantidade adequada de Ti é adicionada. (Incidentalmente, os óxidos de Ti 12 são extremamente finos).
[00169] Aqui, a estrutura metálica do material base aquecida até uma região y por soldagem é transformada em austenita, e em um processo da austenita sendo resfriada, ferrita ou ferrita bainítica usando o óxido de Ti 12 disperso finamente no aço como um núcleo é formada em um padrão radial (em forma de pétala). A ferrita conformada em forma de pétala é chamada ferrita intragranular, e a bainita em forma de pétala é chamada de bainita intragranular. Na presente invenção, a ferrita intragranular e a bainita intragranular são referidas coletivamente como uma estrutura transformada intragranular 13. As estruturas transformadas intragranulares 13 têm diferentes orientações de cristal daquelas dos grãos de bainita e dos grãos de martensita a serem obtidos normalmente denotados pelo símbolo 14, para assim dividir esses grãos de bainita e grãos de martensita 14, resultando no fato de que os tamanhos de grão de cristal no grão de austenita prévia diminuem.
[00170] Como mostrado na FIG. 10(b), no tubo de aço de alta resistência da presente invenção, as estruturas transformadas intragranulares 13 dividem estruturas de bainita bruta e estruturas de martensita bruta (os grãos de bainita e grãos de martensita 14) no grão de austenita prévia, para assim tornar fina toda a estrutura ZAC. Incidentalmente, na FIG. 10(b), apenas no grão y G1 em um lado, é mostrado o estado em que os grãos de bainita e os grãos de martensita 14 são divididos pelas estruturas transformadas intragranulares 13, mas no grão de austenita prévia G2 também no outro lado, o estado em que as estruturas transformadas intragranulares 13 são formadas para dividir os grãos de bainita e os grãos de martensita 14 é feito similarmente.
[00171] Isto é, no tubo de aço de alta resistência da presente invenção no qual Al é limitado a 0,008% ou menos, uma quantidade adequada de Ti é adicionada, e assim óxidos de Ti são disperses finamente, muitas estruturas transformadas intragranulares são formadas nos grãos de austenita prévia da ZAC para dividir bainita bruta (ou martensita bruta) ser formada nos grãos de austenita prévia, e assim toda a estrutura ZAC é tornada fina e a tenacidade da ZAC melhora.
[00172] Conforme acima, muitas estruturas transformadas intragranulares são desejavelmente formadas de modo que o tamanho de grão de alto ângulo da estrutura metálica na ZAC pode se tornar 80 μm ou menos. Para também aumentar a tenacidade na ZAC a uma temperatura extremamente baixa, o tamanho de grão de alto ângulo da estrutura metálica na ZAC é preferivelmente feito se tornar 70 μm ou menos, e também preferivelmente feito se tornar 60 μm ou menos. Incidentalmente, conforme descrito acima, o tamanho de grão de alto ângulo de um grão de cristal em relação à interface tendo uma diferença angular de 15° ou mais como uma contorno de grão e é medido por um método EBSP (Electron Back Scatter Diffraction Pattern). Na estrutura metálica da ZAC, a interface tendo uma diferença angular (a contorno de grão) é definida como a contorno de grão de alto ângulo, e o tamanho de grão máximo dos tamanhos de grão de cristal cercados peã contorno de grão de alta resistência é definida como o tamanho de grão de alto ângulo eficaz para a tenacidade da ZAC (um tamanho de grão de cristal efetivo).
[00173] Na presente invenção, a temperatura de início da transformação y/a na ZAC obtida pela (Expressão 3) acima é ajustada para 500 a 600°C, e assim a formação de estruturas transformadas intragranulares é promovida e o tamanho de grão de alto ângulo da estrutura metálica na ZAC se torna 80 μm ou menos. Aqui, a FIG. 11 é uma fotografia mostrando a estrutura metálica da ZAC quando a temperatura de início da transformação y/α é 500 a 600°C. Em cada local indicado pela seta nos desenhos existe o óxido de Ti para ser o núcleo de formação para a estrutura transformada intragranular. É concebível que as estruturas metálicas nas FIG. 11 e FIG. 12 sejam substancialmente as mesmas na quantidade de Al, na quantidade de Ti e na quantidade de oxigênio apesar de as temperaturas de início da transformação y/α serem diferentes, de modo que elas são também as mesmas no estado de dispersão de óxidos de Ti. Entretanto, côo mostrado a FIG. 11, quando a temperatura de início da transformação y/α é maior que 600°C, o número de estruturas transformadas intragranulares a serem formadas é diminuído e o tamanho de grão de alto ângulo excede 80 μm. Incidentalmente, quando a temperatura de início da transformação y/α diminui para menos de 500°C, o tamanho de grão de alto ângulo excede 80 μm similarmente. Em contraste com isso, como mostrado na FIG. 12, quando a temperatura de início da transformação y/α é 500 a 600°C, a transformação intragranular é promovida para formar muitas estruturas transformadas intragranulares, de modo que o tamanho de grão de alto ângulo se torna 80 μm ou menos.
[00174] Além disso, no tubo de aço de alta resistência da presente invenção, M-A é uma estrutura prejudicial para a tenacidade da ZAC. Portanto, M-A na ZAC é feito se tornar 2,5% ou menos na fração de área. Incidentalmente, para obter estavelmente boa tenacidade da ZAC, M-A é preferivelmente feita se tornar 2,2% ou menos em fração de área, e para obter uma melhor tenacidade na ZAC, M-A é preferivelmente feita se tornar 1,7% ou menos, e mais preferivelmente feita se tornar 1,3% ou menos.
[00175] Aqui, a FIG. 13 é uma fotografia mostrando a estrutura metálica da ZAC quando a fração de área de M-A é 2,2%. Além disso, a FIG. 14 é uma fotografia mostrando a estrutura metálica da ZAC quando a fração de área de M-A é 3,0%. Nas FIG. 13 e FIG. 14, M-A aparece como uma parte branca. Como mostrado na FIG. 13, quando a fração de área de M-A é 2,2%, vTrs (temperatura de transição da aparência da fratura) se torna -65°C e a tenacidade abaixa temperatura a -60°C ou menos é garantida. Em contraste com isso, como mostrado na FIG. 14, quando a fração de área M-A é 3,0%, vTrs (temperatura de transição de aparência de fratura) se torna -55°C e a tenacidade a baixa temperatura a -60°C ou menos não é mais garantida.
[00176] Incidentalmente, nas FIG. 13 e FIG. 14, a medição da fração de M-A é executada com base nas frações de área obtidas quando a estrutura metálica da ZAC é observada a ampliações de 500 vezes usando-se um microscópio ótico.
[00177] Incidentalmente, quando a resistência à tração da chapa de aço base é 500 a 800 MPa sob a condição de que a direção da circunferência do tubo de aço de alta resistência na presente invenção é ajustada para a direção de tração, o efeito da presente invenção pode ser mais empregado. (Método de produção)
[00178] A seguir, serão explicados os métodos de produção da chapa de aço de alta resistência e do tubo de aço de alta resistência da presente3 invenção. Inicialmente, uma placa de aço composta da composição química descrita acima é aquecida até 950°C ou mais, é submetida à laminação a quente à temperatura Ar3 ou maior, e então e resfriada lentamente para ser submetida ao resfriamento acelerado até a temperatura de Bs ou menor obtida pela (Expressão 4) abaixo a partir de uma temperatura de Ar3 - 100°C a Ar3 - 10°C a uma taxa média de resfriamento de 10°C/s ou mais. Bs (°C) = 830 - 270C - 90Mn - 37Ni - 70Cr - 83Mo ••• (Expressão 4)
[00179] Aqui, C, Mn, Ni, Cr, e Mo na (Expressão 4) acima denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]. Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando seus teores são 0%.
[00180] A composição química descrita acima contendo B é feita, e portanto a capacidade de endurecimento é aumentada para suprimir a formação de ferrita na ZAC, mas ferrita poligonal para melhorar a deformabilidade e a tenacidade a baixa temperatura pode ser formada na chapa de aço de alta resistência para ser o material base. De acordo com a presente invenção em particular, selecionando-se elementos de melhoria da capacidade de endurecimento diferentes de Mo como um terceiro elemento a ser adicionado com B, a laminação a baixa temperatura que aplica uma carga a uma etapa de laminação não pé necessária, e apenas ajustando-se a temperatura de início do resfriamento acelerado a ser executado após a laminação a quente até Ar3 - 100°C a Ar3 - 10°C, a razão de área da ferrita poligonal na chapa de aço se torna 27 a 90%.
[00181] No método de produção, um aço feito da composição química descrita acima é inicialmente fundido na etapa de produção de aço e então é lingotado para formar uma placa de aço. Na etapa de produção de aço, um aço tem Si e Mn adicionados a ele para ser submetido à desoxidação fraca, e então tem Ti adicionado a ele para se fundido de modo a ter a composição química descrita acima, e então é lingotado para formar a placa de aço. A fusão e o lingotamento do aço podem ser executados pelos métodos comuns, mas o lingotamento contínuo é preferível em vista da produtividade. Então a chapa de aço é reaquecida para laminação a quente.
[00182] A temperatura de reaquecimento na laminação a quente é ajustada para 950°C ou mais. Isto é porque a laminação a quente é executada a uma temperatura na qual a estrutura do aço se torna uma fase única austenita, isto é, uma região austenita para diminuir os tamanhos dos grãos de cristal da chapa de aço base.
[00183] O limite superior da temperatura de aquecimento não é particularmente prescrito, mas para suprimir um aumento no tamanho efetivo do grão de cristal, a temperatura de aquecimento é preferivelmente ajustada para 1250°C ou menos. Incidentalmente, para aumentar a razão de área da ferrita poligonal, o limite superior da temperatura de aquecimento é preferivelmente ajustado para 1100°C ou menos, e mais preferivelmente ajustado para 1050°C ou menos.
[00184] A seguir, a placa de aço aquecida é submetida à laminação a quente através de uma pluralidade de passes enquanto se controla a temperatura e a razão de redução, e após o término, é resfriada a ar e é submetida ao resfriamento acelerado. Para diminuir o tamanho de grão de cristal da chapa de aço base, a razão de redução da laminação a quente em uma região de recristalização de mais de 900°C é preferivelmente ajustada para 2,0 ou mais. A razão de redução na região de recristalização significa a razão da espessura da chapa da placa de aço para a espessura da chapa a 900°C. Além disso, a laminação a quente precisa ser acabada à temperatura de Ar3 ou mais na qual a estrutura do material base se torna uma fase única austenita. Quando a laminação a quente é executada a uma temperatura menor que a temperatura de Ar3, a produtividade diminui. Além disso, ferrita trabalhada tendo uma razão de aspecto de mais de 4 é formada, a forma de fratura chamada separação é formada, e a energia absorvida em um teste de impacto Charpy diminui.
[00185] Incidentalmente, na presente invenção, é também possível que no final da etapa de laminação a quente, a temperatura de início da laminação é ajustada para Ar3 a Ar3+ 100°C e a região de laminação de y não-recristalizada a ser executada em uma região de y não recristalizada a 900°C ou menos seja executada. Nesse caso, quando a produtividade é considerada, a temperatura de início da laminação é preferivelmente ajustada para Ar3 + 60 a Ar3 + 100°C. Para diminuir o tamanho de grão de cristal efetivo da chapa de aço base, a razão de redução a laminação a quente na região de y não-recristalizada é preferivelmente ajustada para 2,5 ou mais, e para também diminuir o tamanho de grão efetivo, a razão de redução é preferivelmente ajustada para 3,0 ou mais. Incidentalmente, na presente invenção, a razão de redução da região de laminação de y não-recristalizada é a razão da espessura da chapa a 900°C dividida pela espessura da chapa obtida após a laminação a quente ser terminada.
[00186] Incidentalmente, os limites superiores das razões de redução na região de y não-recristalizada e na região de recristalização não são prescritos, mas quando a espessura da placa antes da laminação a quente e a espessura da chapa após a laminação a quente são consideradas, os limites superiores são normalmente 12,0 ou menos.
[00187] Na presente invenção, como terceiro elemento a ser adicionado com B, selecionar elementos diferentes de Mo que melhorem a capacidade de endurecimento é extremamente importante. Isto é porque no aço com Mo-B adicionados compostamente cujo efeito da capacidade de endurecimento é grandemente melhorado pela adição composta de B e Mo, a transformação de ferrita é significativamente atrasada.
[00188] Então, enquanto os elementos diferentes de Mo são selecionados para aumentar a capacidade de endurecimento dessa maneira, a formação de ferrita na contorno de grão na ZAC é suprimida e a formação de ferrita poligonal no material base é facilitada. Nesse momento, os elementos de ligação diferentes de Mo são usados para trazer o Ceq que é o índice de capacidade de endurecimento para a faixa de 0,30 a 0,53. Para alcançar isso, em adição ao C, elementos tais como Mn, Cr, Ni, e Cu podem também ser selecionados.
[00189] Para formar ferrita poligonal no material base, a temperatura de início da laminação a quente é ajustada para uma temperatura baixa de Ar3 + 60°C ou menos, e nenhuma laminação de introdução de tensão (laminação a baixa temperatura) a uma razão de redução de 1,5 ou mais é necessária. Entretanto, o resfriamento acelerado após a laminação a quente precisa começar na faixa de Ar3 - 100°C a Ar3 - 10°C. Portanto, a razão de área da ferrita poligonal da chapa de aço para ser o material base se torna 27 a 90%. Incidentalmente, a temperatura de início do resfriamento acelerado é preferivelmente ajustada para estar na faixa de Ar3 - 70°C a Ar3- 20°C.
[00190] Incidentalmente, antes da laminação na região de y não- recristalizada mencionada acima, a laminação de recristalização pode também ser executada. A laminação de recristalização é a laminação na região de recristalização a mais de 900°C e a laminação de não- recristalização é a laminação em uma região não-recristalizada a 900°C ou menos. A laminação de recristalização pode também ser iniciada imediatamente após a placa de aço ser extraída de um forno de aquecimento, de modo que sua temperatura de início não é particularmente prescrita. Além disso, a laminação com uma pluralidade de passes pode também ser executada enquanto se controla a temperatura e a razão de redução.
[00191] Além disso, para diminuir o tamanho efetivo do grão de cristal da chapa de aço, as razões de redução na laminação de recristalização e na região de y não-recristalizada são preferivelmente ajustadas para 1,5 ou mais.
[00192] Além disso, após a laminação a quente ser terminada, resfriamento lento é executado e então o resfriamento acelerado é executado. Para formar uma razão de área de 27 a 90% de ferrita poligonal, p resfriamento lento precisa ser 3xwecutado até uma temperatura menor que Ar3 após a laminação na região de y não recristalizada ser terminada. Assim, é necessário iniciar o resfriamento acelerado descrito acima a uma temperatura na faixa de Ar3 - 100°C a Ar3 - 10°C.
[00193] Além disso, para suprimir as formações de perlita, cementita bruta, e M-A bruta para garantir a resistência à tração e a tenacidade, a taxa média de resfriamento do resfriamento acelerado mencionado acima precisa ser ajustada para 10°C/s ou mais. Como acima, o resfriamento lento é executado até a temperatura de início do resfriamento acelerado para formar ferrita poligonal, e então o resfriamento acelerado é executado, tornando assim possível provocar a transformação da bainita e a transformação da martensita e melhorar a resistência e a tenacidade. Incidentalmente, a taxa media de resfriamento do resfriamento acelerado é preferivelmente ajustada para 20°C/s ou mais.
[00194] Incidentalmente, um certo período de resfriamento a ar normalmente existe até o resfriamento acelerado ser iniciado após a laminação a quente. O resfriamento (resfriamento lento) até a temperatura de início do resfriamento acelerado após a laminação a quente pode também ser executado durante esse período de resfriamento a ar. Esse resfriamento é definido como resfriamento lento a uma taxa média de resfriamento de menos de 10°C/s. Como acima, o resfriamento até o resfriamento acelerado ser iniciado é definido como resfriamento lento (a uma taxa média de resfriamento de menos de 10°C/s), tornando assim possível formar efetivamente ferrita poligonal.
[00195] Aqui, cada taxa de resfriamento é definida como a taxa media no centro da espessura da placa de aço e cada temperatura é definida como a temperatura média da placa de aço.
[00196] Além disso, em relação ao resfriamento acelerado descrito acima, para garantir a resistência pela supressão da formação de perlita, cementita bruta e M-A bruto e pela formação de uma fase dura composta de um ou de ambos entre bainita e martensita, a temperatura de interrupção do resfriamento acelerado precisa ser ajustada para Bs ou menos, que e obtida pela (Expressão 4) abaixo. Incidentalmente, Bs é a temperatura de início da transformação de bainita e foi conhecido ser diminuído pela adição dos elementos de ligação conforme mostrado na (Expressão 4) abaixo. Enquanto o resfriamento acelerado é executado até a temperatura Bs ou menor, a bainita pode ser formada. Bs (°C) = 830 - 270C - 90Mn - 37Ni - 70Cr - 83Mo ••• (Expressão 4)
[00197] Além disso, o limite inferior da temperatura de interrupção do resfriamento acelerado ao é prescrito, e o resfriamento acelerado pode também ser executado até a temperatura ambiente. Entretanto, quando a produtividade e os defeitos do hidrogênio são considerados, a temperatura de interrupção é preferivelmente 150°C ou mais.
[00198] Além disso, o tubo de aço de alta resistência da presente invenção pode ser produzido de uma maneira que a chapa de aço de alta resistência produzida pelo método descrito acima é usada como material base para ser conformada em forma de um tubo por uma etapa UO, JCO ou de dobramento, as porções de topo são soldadas a arco internamente e externamente, e então o tubo é expandido.
[00199] Em relação à soldagem a arco descrita acima, soldagem a arco submerso é preferivelmente empregada em vista da tenacidade de um metal de solda e da produtividade. Quando a chapa de aço de alta resistência tendo uma espessura de 20 a 40 mm é particularmente usada como material base para produzir um tubo de aço soldado, o aporte térmico da soldagem a arco submerso a ser executada internamente e externamente é preferivelmente ajustada para 3,0 a 10,0 kJ/mm. Enquanto o aporte térmico está nessa faixa, no tubo de aço da presente invenção tendo a composição química descrita acima, o tamanho de grão de alto ângulo da ZAC, que é o tamanho efetivo do grão de cristal, se torna 80 μm ou menos e uma excelente tenacidade a baixa temperatura pode ser obtida.
[00200] Além disso, quando a soldagem a arco submerso é executada internamente e externamente para cada passe, o aporte térmico da soldagem interna e o aporte térmico da soldagem externa não tem que ser a mesma em condições, e as entradas de calor podem também ser um tanto diferentes.
[00201] Após a soldagem a arco, o tubo pode também ser expandido para melhorar a circularidade do tio de aço. Quando a circularidade do tubo de aço é aumentada pela expansão do tubo, o tubo de aço precisa ser deformado até uma região plástica, de modo que a razão de expansão seja preferivelmente ajustada para 0,7% ou mais. Incidentalmente, a razão de expansão que é o valor da diferença entre o comprimento circunferencial externo do tubo de aço após a expansão e o comprimento circunferencial externo do tubo de aço antes da expansão dividido pelo comprimento circunferencial externo do tubo de aço antes da expansão é expressa à base de porcentagem. Quando a razão de expansão é ajustada para mais de 2%, há o risco de que o material base e a zona de soldagem diminuam em tenacidade devido à deformação plástica. Assim, a razão de expansão é preferivelmente ajustada para 0,7 a 2,0%.
[00202] Além disso, na zona de soldagem e na ZAC do tubo de aço obtido, pode também ser executado um tratamento térmico. Quando a zona de soldagem e a ZAC são aquecidas até uma temperatura de 300 a 600°C em particular, M-A bruta formada ao longo da contorno de grãogrão de austenita prévia é decomposta em bainita e cementita fina, de modo que a tenacidade melhora. Incidentalmente, quando a temperatura de aquecimento é menor que 300°C, a decomposição de M-A bruto se torna algumas vezes insuficiente para tornar impossível a obtenção de um efeito de melhorar a tenacidade suficientemente, de modo que o limite inferior é preferivelmente ajustado para 300°C ou mais. Por outro lado, quando a zona de soldagem é aquecida ate mais de 600°C, algumas vezes são formados precipitados para deteriorar a tenacidade do metal da solda, de modo que o limite superior é preferivelmente ajustado para 60-0°C ou menos. Quando M-A formada na ZAC é decomposta em bainita e cementita, o resultante é feito tendo a mesma forma da M-A e contendo precipitados brancos finos e pode ser distinguido da M-A pela observação com um SEM.
[00203] Em relação ao tratamento térmico, a zona de soldagem e a ZAC podem ser aquecidas externamente por um maçarico, ou podem também ser submetidas a aquecimento de alta frequência. O tubo pode ser resfriado imediatamente após sua superfície externa alcançar a temperatura do tratamento térmico, mas é preferivelmente mantido por 1 a 600 s para promover a decomposição da M-A. Entretanto, quando o custo dos equipamentos e a produtividade são considerados, o tempo para retenção é preferivelmente ajustado para 300 s ou menos.
[00204] A chapa de aço de alta resistência conforme a presente invenção tem um componente de aço com alta capacidade de endurecimento na qual B é adicionado, a quantidade aditiva de Mo é limitada e, além disso, o carbono equivalente Ceq e o parâmetro de fratura Pcm falham nas faixas descritas acima. Além disso, a estrutura metálica é uma estrutura composta de um ou ambos entre bainita e martensita. Portanto, a estrutura metálica torna possível suprimir a formação de ferrita bruta nas contornos de grão e melhora a tenacidade a baixa temperatura no material base. Além disso, a estrutura metálica é uma estrutura composta de ferrita poligonal e bainita e/ou martensita, de modo que a tensão de escoamento possa ser suprimida e uma excelente deformabilidade possa ser obtida.
[00205] Além disso, o tubo de aço de alta resistência conforme a presente invenção usa a chapa de aço de alta resistência descrita acima como material base, de modo que a tenacidade do material base, tenacidade da ZAC, e a deformabilidade a uma temperatura extremamente baixa possam todas ser melhoradas. Em relação à composição química da chapa de aço de alta resistência para ser o material base, C é diminuído e também Mo é limitado, e assim a formação de M-A prejudicial pra a tenacidade a baixa temperatura é diminuída. Além disso, diminuindo-se o teor de Al e adicionando-se uma quantidade adequada de Tim a transformação intragranular é promovida, e adicionando-se uma quantidade adequada de B, a capacidade de endurecimento é aumentada e a formação de ferrita bruta a partir das contornos de grão e suprimida. Além disso, pela adição de um ou mais elementos entre Cr, Cu, e Ni, a capacidade de endurecimento é aumentada, e pelas estruturas transformadas intragranulares transformadas a baixa temperatura, a estrutura metálica na ZAC é composta de grãos finos feitos de bainita e da estrutura transformada intragranular.
[00206] Além disso, mesmo que o tubo de aço de alta resistência conforme a presente invenção tenha particularmente uma espessura de 20 mm ou mais e até mesmo tenha uma espessura de 30 mm ou mais, uma excelente tenacidade a baixa temperatura da ZAC a temperaturas extremamente baixas de -40°C e também de -60°C pode ser garantida. Portanto, o tubo de aço de alta resistência conforme a presente invenção pode ser aplicado como um tubo de aço para oleoduto, particularmente um tubo de aço grosso para oleoduto de alta resistência.
[00207] Além disso, de acordo com o método de produção da chapa de aço de alta resistência conforme a presente invenção, controlar as condições do resfriamento a ser executado após a laminação a quente torna possível formar ferrita poligonal sem precisar de laminação a baixa temperatura na etapa de laminação a quente. Portanto, torna-se possível produzir a chapa de aço de alta resistência tendo resistência e tenacidade da ZAC melhoradas e tendo deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura extremamente excelentes como porção de material base.
[00208] Além disso, de acordo com o método de produção da chapa de aço de alta resistência conforme a presente invenção, é possível fazer uma composição química que seja capaz de garantir suficientemente a capacidade de endurecimento mesmo que a quantidade aditiva de Mo, que é caro, seja limitada, e formar ferrita poligonal sem executar laminação a baixa temperatura que era executada convencionalmente. Portanto, torna-se possível suprimir o custo de ligação e o custo de produção.
[00209] Além disso, de acordo com o método de produção do tubo de aço de alta resistência conforme a presente invenção, é usada uma chapa de aço tendo uma composição química que contribua suficientemente para capacidade de endurecimento, de modo que quando a chapa de aço é soldada para produzir o tubo de aço, formação de ferrita bruta na contorno de grão para a ZAC pode ser suprimida e uma excelente tenacidade a baixa temperatura pode ser garantida. Exemplo
[00210] Doravante o efeito da presente invenção será explicado por Exemplos, mas a presente invenção não pé limitada pelas condições usadas para os exemplos abaixo. (Exemplo 1)
[00211] Aços tendo as composições químicas mostradas na Tabela 1 foram fundidos para formar placas de aço tendo, cada uma, uma espessura de 240 a 300 mm por lingotamento continuo de acordo com um método comum. Cada espessura da placa de aço nesse momento está mostrada na Tabela 2.
[00212] A seguir essas placas foram aquecidas até a temperatura de reaquecimento mostrada na Tabela 2 e foram então submetidas à laminação a quente sob as condições mostradas a Tabela 2 e foram resfriadas para produzir chapas de aço tendo, cada uma, a espessura final mostrada na Tabela 2. Incidentalmente, as condições de laminação da laminação na região de y não-recristalizada, que é a etapa final da laminação a quente desse exemplo, estão mostradas na Tabela 2.
[00213] Além disso, nesse exemplo, as chapas de aço obtidas após a laminação a quente foram resfriadas lentamente até a temperatura de início do resfriamento acelerado mostrada na Tabela 2 (a uma taxa média de resfriamento de menos de 10°C/s), e então f0ram resfriadas por resfriamento a água sob as condições de resfriamento acelerado mostradas na Tabela 2. Além disso, Ar3 de cada tipo de aço foi obtido de maneira que cada corpo de prova tendo uma altura de 12 mm e tendo um diâmetro de 8 mm foi cortado das placas de aço produzidas e foi submetido a um trabalho/tratamento térmico simulando uma laminação a quente para então ser submetido à medição da expansão térmica.
[00214] Incidentalmente, em relação ás composições químicas e às condições de produção mostradas na Tabela 1 e na Tabela 2, um sublinhado é adicionado a cada valor numérico que se desvia das faixas da presente invenção. Além disso, cada valor numérico da temperatura de início da laminação na região de y não-recristalizado e cada valor numérico da temperatura de início do resfriamento acelerado significa a diferença a partir do Ar3. Tabela 1
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Tabela 2
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[00215] As microestruturas das porções centrais da espessura da chapa produzidas conforme acima foram observadas com um microscópio ótico para medir suas razões de área de ferrita poligonal e suas razões de área de uma fase dura composta de bainita e martensita como seu saldo.
[00216] Além disso, de cada uma das chapas, um corpo de prova cortado por prensagem tendo um entalhe nele fornecido em paralelo à direção da espessura da chapa foi fabricado com a direção da largura da chapa ajustada como direção longitudinal com base na API, 5L3, ASTM, e E436, e foi submetido a um teste de rompimento por queda de peso (DWTT). O DWTT foi executado a -60°C e cada área de cisalhamento (SA) foi obtida e cada tenacidade a baixa temperatura foi avaliada. Além disso, cada propriedade de tração foi avaliada de maneira tal que o corpo de prova da especificação API foi usada para ser submetida a um teste de tração para obter a resistência à tração. Além disso, com base no resultado obtido pelo teste de tração, cada tensão de escoamento (limite de elasticidade/resistência à tração) foi calculada para avaliar a deformabilidade.
[00217] Incidentalmente, a propriedade de tração foi avaliada como boa no caso de X70 ou maior (a resistência à tração de 570 MPa ou mais), a deformabilidade foi avaliada como boa no caso de tensão de escoamento de 80% ou menos, e a tenacidade a baixa temperatura foi avaliada como boa no caso de SA de 85% ou mais.
[00218] Os resultados estão mostrados na Tabela 3. Tabela 3
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[00219] Os produtos nos 1, 3 a 7, 9 a 13, 15, e 16 mostrados na Tabela 3 são exemplos da presente invenção, onde ferrita poligonal tendo uma razão de aspecto de 1 a 4 é 27 90% em razão de área. Essas são chapas de aço excelentes em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura, nas quais as resistências à tração de X70 ou mais e também X80 ou mais são satisfeitas, a razão de área da ferrita poligonal é 27% ou mais, a tensão de escoamento é 80% ou menos, e SA no DWTT é 85% ou mais. Além disso, elas são chapas de aço excelentes em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura, na qual a razão de área da ferrita poligonal é 50% ou mais e a tensão de escoamento é 70% ou menos.
[00220] Essas chapas de aço foram, cada uma, conformadas em um tubo em ma etapa UO, as porções de topo de cada um dos tubos foram soldadas a arco submerso internamente e externamente, os tubos foram , cada um, expandidos, e os tubos de aço foram produzidos. Desses tubos de aço, cada estrutura metálica foi a mesma que aquela de cada uma das chapas de aço, carda resistência à tração foi a mesma que aquela de cada uma das chapas de aço de 5 a 20 Mpa, e cada tenacidade a baixa temperatura foi a mesma que aquela de cada uma das chapas de aço. Cada tensão de escoamento dos tubos de aço se tornou maior que aquela de cada uma das chapas de aço por 6 a 17% devido ao trabalho de endurecimento quando o tubo foi formado, mas foi capaz de ser suprimido para 72 a 85%, que foi menor que 93% que é a tensão de escoamento máxima prescrita na X79 e na X80 da especificação API, em relação também à deformabilidade, bons resultados foram passíveis de serem obtidos.
[00221] Por outro lado, o produto n° 2 mostrado na Tabela 3 é um exemplo no qual a temperatura de início do resfriamento acelerado é baixa, a razão de área da ferrita poligonal aumenta excessivamente, e a resistência diminui para menos de X70.
[00222] Os produtos nos 8 e 14 são, cada um, um exemplo no qual a temperatura de início do resfriamento acelerado é alta, a razão de área da ferrita poligonal diminui, a tensão de escoamento aumenta, e a área de cisalhamento diminui.
[00223] Além disso, os produtos nos 17 a 19 mostrados na Tabela 3 são, cada um, um exemplo comparativo, no qual a composição química está fora da faixa da presente invenção. O produto n° 17 é um exemplo no qual a quantidade de B é pequena, a ferrita poligonal aumenta, e a resistência a tração diminui. Os produtos nos 18 e 19 são, cada um, um exemplo no qual a quantidade de Mo é grande, a ferrita poligonal diminui, e a deformabilidade e a tenacidade à baixa temperatura diminui. (Exemplo 2)
[00224] A concentração de oxigênio na adição de Ti foi ajustada para estar na faixa de 0,001 a 0,003%, e aços tendo composições químicas mostradas na Tabela 4 e na Tabela 5 foram fundidos em uma etapa de produção de aço e então foram lingotados para formar placas de aço. A fusão e o lingotamento do aço podem ser executados por método comuns, ou podem também ser executados por lingotamento contínuo em vista da produtividade. Nesse exemplo, a fusão e o lingotamento do aço foram executados por lingotamento contínuo.
[00225] A seguir, as placas de aço obtidas foram aquecidas até 950°C ou mais para laminação a quente para então serem laminadas a quente a 700°C ou mais, e então foram resfriadas a água a uma taxa media de resfriamento de 10°C/s ou mais para produzir chapas de aço. Incidentalmente, na laminação a quente desse exemplo, a razão de redução da laminação em uma região de recristalização foi ajustada para estar na faixa de 0 q 3 e a razão de redução da laminação em uma região não-recristalizada foi ajustada para estar na faixa de 2 a 9.
[00226] Incidentalmente, em relação às composições químicas mostradas na Tabela 4 e na Tabela 5, um sublinhado é adicionado a cada valor numérico que se desvia das faixas da presente invenção. Tabela 4
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Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B Temperatura de transformação y/α = -2500Ceq2+ 1500 Ceq + 370 Ceq = C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B Valor em branco no componente significa que este componente não é adicionado
[00227] O sublinhado na tabela significa que o valor numérico está fora da faixa da presente invenção.
[00228] A seguir, uma peça de aço quadrada de 12 mm tendo um comprimento de 120 m foi cortada de cada uma das chapas de aço obtidas e foi submetida a um tratamento de ciclo térmico simulado na ZAC simulando uma ZAC que foi soldada a arco submerso enquanto variava a espessura da chapa na faixa de 20 a 40 mm e mudando o aporte térmico da soldagem na faixa de 3,0 a 10 kJ/mm. O aquecimento pode ser executado por aquecimento dielétrico, aquecimento por indução, ou aquecimento de alta freqüência, e o resfriamento pode ser executado por água, gás He, gás nitrogênio, etc. Nesse exemplo, o aquecimento do tratamento de ciclo térmico simulado na ZAC foi executado aquecendo-se a 1400°C, e o resfriamento foi executado por gás He ou gás nitrogênio.
[00229] Incidentalmente, nos produtos nos 6, 10, 11, 12, 18, e 19 mostrados na Tabela 6, a têmpera com as temperaturas de tratamento térmico mostradas a Tabela 6 ajustadas como máxima foi executada após o tratamento de ciclo térmico simulado na ZAC.
[00230] A partir de cada uma das peças de aço que foi submetida ao tratamento de ciclo térmico simulado na ZAC, um corpo de prova para observação da microestrutura foi tirada e foi causticada e então teve sua estrutura observada usando-se um microscópio ótico ou um SEM para medir a fração de área de M-A na ZAC. Aqui, uma estrutura transformada intragranular foi definida como ferrita ou bainita conformada em forma de pétala partindo de uma inclusão.
[00231] Além disso, por um método EBSP, uma interface tendo uma diferença angular de 15° foi definida como a contorno de grão de alto ângulo e foi medido o tamanho de grão de alto ângulo. Além disso, a partir de cada peça de aço que foi submetida ao tratamento de ciclo térmico simulado na ZAC, um corpo de prova de impacto Charpy com entalhe em V foi retirado e submetido a um teste de impacto Charpy a - 60°C. A energia absorvida Charpy foi medida com base na JIS Z 2242.
[00232] Os resultados do exposto acima estão mostrados na Tabela 6.
[00233] Incidentalmente, na Tabela 6, a resistência à tração da chapa de aço base é a resistência à tração obtida quando a direção da largura da chapa de aço é ajustada como a direção de tração e a resistência à tração do tubo de aço base é a resistência à tração obtida quando a direção da circunferência do tubo de aço é ajustada como direção de tração. Além disso, a tensão de escoamento do tubo de aço é a tensão de escoamento (razão do limite de elasticidade e da resistência à tração) obtida quando a direção longitudinal (direção de laminação) do tubo de aço é ajustada como a direção de tração. Em cada um dos produtos nos 1 a 24 mostrados na Tabela 6, a resistência foi X70 ou maior (a resistência à tração foi 570 MPa ou mais). Além disso, também em cada produto n° 1 a 24 mostrado na Tabela 6, a tensão de escoamento foi 72 a 85%, que foi menor que 93%.
[00234] Além disso, em relação à avaliação da tenacidade a baixa temperatura na ZAC, a tenacidade a baixa temperatura na ZAC foi avaliada como boa no caso de a energia absorvida Charpy (vE-60) de 50 J ou mais. Tabela 6
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[00235] Os produtos nos 1 a 19 mostrados na Tabela 6 são exemplos da presente invenção, nos quais a estrutura metálica da ZAC é uma microestrutura composta de bainita e estrutura transformada intragranular tendo um tamanho de grão de alto ângulo de 80 μm ou menos na qual M-A e ferrita brita nas contornos de grão são suprimidas e estruturas transformadas intragranulares são confirmadas. Em relação à energia absorvida Charpy das mesmas, o valor de 50 J ou mais é apresentado mesmo a uma temperatura extremamente baixa de -60°C em todos os casos.
[00236] Por outro lado, nos produtos nos 20 a 24 mostrados na Tabela 6, a composição química da chapa de aço base ou a temperatura de início da transformação y/α está fora da faixa da presente invenção, e esses são exemplos comparativos.
[00237] O produto n° 20 é um exemplo no qual a quantidade de B é pequena e a capacidade de endurecimento diminui e, como resultado, é formada ferrita na contorno de grão, o tamanho de grão de alto ângulo aumenta, e a tenacidade na ZAC diminui.
[00238] O produto n° 21 é um exemplo no qual a quantidade de Al é grande e nenhuma formação de estruturas transformadas intragranulares por óxidos de Ti é obtida, e como resultado o tamanho do grão de alto ângulo aumenta e a tenacidade na ZAC diminui.
[00239] Além disso, o produto n° 22 mostrado na Tabela 6 é um exemplo no qual a composição química está na faixa do Documento de Patente 7, a ferrita na contorno de grão é suprimida, e as estruturas transformadas intragranulares são obtidas, mas a quantidade aditiva de Mo é excessiva e assim a fração de área de M-A que é a fase dura excede 2,5% e a energia absorvida diminui.
[00240] Nos produtos nos 23 e 24 a composição química usada no Documento de Patente 8 é aplicada, a ferrita na contorno de grão é suprimida, e a fração de área de M-A é baixa, e o produto n° 23 é um exemplo no qual a temperatura de início da transformação y/α é alta e as estruturas transformadas intragranulares são poucas se comparado com a presente invenção, o tamanho do grão de alto ângulo aumenta, e a tenacidade da ZAC diminui. O produto n° 24 é um exemplo no qual a temperatura de início da transformação y/α é baixa, e assim nenhuma estrutura transformada intragranular é obtida e a tenacidade na ZAC diminui.

Claims (10)

1. Tubo de aço obtido pela chapa de aço base conformada em forma de tubo sendo soldada, em que a chapa de aço base consiste, em % em massa, em: C: 0,010 a 0,080%, Si: 0,01 a 0,50%, Mn: 1,2 a 2,8%, S: 0,0001 a 0,0050%, Ti: 0,003 a 0,030%, B: 0,0003 a 0,005%, N: 0,0010 a 0,008%, O: 0,0001 a 0,0080%, um ou mais elementos dentre Cr, Cu, e Ni, P: limitado a 0,050% ou menor, Al: limitado a 0,020% ou menor, Mo: limitado a 0,03% ou menor, um Ceq obtido pela (Expressão 1) abaixo de 0,30 a 0,53 e um Pcm obtido pela (Expressão 2) abaixo de 0,10 a 0,20, e o saldo sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, caracterizado pelo fato de que a estrutura metálica da chapa de aço base contém de 27 a 90% em razão de área de ferrita poligonal e uma fase dura composta de um ou ambos dentre bainita e martensita como seu saldo; Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo)/5 ••• (Expressão 1) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + 5B ••• (Expressão 2) Na (Expressão 1) e na (Expressão 2) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]; Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores são 0%, em que a chapa de aço base também contém opcionalmente, em % em massa, um ou dois ou mais elementos dentre W: 0,01 a 0,50%, V: 0,010 a 0,100%, Nb: 0,001 a 0,200%, Zr: 0,0001 a 0,0500%, Ta: 0,0001 a 0,0500%, Mg: 0,0001 a 0,0100%, Ca: 0,0001 a 0,0050%, Terras Raras: 0,0001 a 0,0050%, Y: 0,0001 a 0,0050%, Hf: 0,0001 a 0,0050%, e Re: 0,0001 a 0,0050%, o Ceq é obtido pela (Expressão 1’) abaixo, em lugar da (Expressão 1) acima, e o Pcm é obtido pela (Expressão 2’) abaixo, em lugar da (Expressão 2); Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ••• (Expressão 1’) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B ••• (Expressão 2’) na (Expressão 1’) e na (Expressão 2’) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]; Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores são 0%; V é calculado como 0 quando o teor é 0% e o teor é menor do que 0,010% em massa.
2. Tubo de aço, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que: da chapa de aço base, em % em massa, o teor de C é de 0,010 a 0,060% e o teor de Al é de 0,008% ou menor, a temperatura de início da transformação y/α em uma zona afetada pelo calor que é obtida pela (Expressão 3) abaixo é de 500 a 600°C, e estruturas transformadas intragranulares estão contidas em um grão de austenita prévia na zona afetada pelo calor; Temperatura de início da transformação y/α = -2500Ceq2 + 1560Ceq + 370 ••• (Expressão 3).
3. Tubo de aço, de acordo com a reivindicação 2, caracterizado pelo fato de que: o constituinte martensita-austenita na zona afetada pelo calor é 2,5% ou menor em fração de área.
4. Tubo de aço, de acordo com a reivindicação 2, caracterizado pelo fato de que: o tamanho de grão de alto ângulo de uma estrutura metálica na zona afetada pelo calor é 80 μm ou menor.
5. Tubo de aço, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que: a espessura da chapa de aço base é de 20 a 40 mm.
6. Tubo de aço, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que: a resistência à tração da chapa de aço base é de 500 a 800 MPa quando a direção da circunferência do tubo de aço é ajustada para direção de tração.
7. Chapa de aço que consiste, em % em massa, em: C: 0,010 a 0,080%; Si: 0,01 a 0,50%; Mn: 1,2 a 2,8%; S: 0,0001 a 0,0050%; Ti: 0,003 a 0,030%; B: 0,0003 a 0,005%; N: 0,0010 a 0,008%; O: 0,0001 a 0,0080%; um ou mais elementos dentre Cr, Cu, e Ni; P: limitado a 0,050% ou menor; Al: limitado a 0,020% ou menor; Mo: limitado a 0,03% ou menor; um Ceq obtido pela (Expressão 1) abaixo de 0,30 a 0,53; e um Pcm obtido pela (Expressão 2) abaixo de 0,10 a 0,20; e o saldo sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas; caracterizada pelo fato de que a estrutura metálica contém de 27 a 90% em razão de área de ferrita poligonal e uma fase dura composta de um ou ambos dentre bainita e martensita como seu saldo; Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo)/5 ••• (Expressão 1) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + 5B ••• (Expressão 2) na (Expressão 1) e na (Expressão 2) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]; Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando seus respectivos teores são 0%, em que a chapa de aço de alta resistência excelente em deformabilidade e tenacidade a baixa temperatura opcionalmente compreende ainda um ou dois ou mais elementos, em % em massa, dentre W: 0,01 a 0,50%; V: 0,010 a 0,100%; Nb: 0,001 a 0,200%; Zr: 0,0001 a 0,0500%; Ta: 0,0001 a 0,0500%; Mg: 0,0001 a 0,0100%; Ca: 0,0001 a 0,0050%; Terras Raras: 0,0001 a 0,0050%; Y: 0,0001 a 0,0050%; Hf: 0,0001 a 0,0050%; e Re: 0,0001 a 0,0050%, onde o Ceq é obtido pela (Expressão 1’) abaixo em lugar da (Expressão 1) acima, e o Pcm é obtido pela (Expressão 2’) abaixo em lugar da (Expressão 2), Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ••• (Expressão 1’) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B ••• (Expressão 2’) na (Expressão 1’) e na (Expressão 2’) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]; Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores são 0%; V é calculado como 0 quando o teor é 0% e o teor é menor do que 0,010% em massa.
8. Chapa de aço, de acordo com a reivindicação 7, caracterizada pelo fato de que: em % em massa, o teor de C é 0,010 a 0,060% e o teor de Al é 0,008% ou menor, e a temperatura de início da transformação y/α em uma zona afetada pelo calor que é obtida pela (Expressão 3) abaixo é de 500 a 600°C, temperatura de início da transformação y/α = -2500Ceq2 + 1560Ceq + 370 ••• (Expressão 3).
9. Método de produção de uma chapa de aço, caracterizado pelo fato de que compreende: em uma placa de aço consistindo, em % em massa, em: C: 0,010 a 0,080%, Si: 0,01 a 0,50%, Mn: 1,2 a 2,8%, S: 0,0001 a 0,0050%, Ti: 0,003 a 0,030%, B: 0,0003 a 0,005%, N: 0,0010 a 0,008%, O: 0,0001 a 0,0080%, um ou mais elementos dentre Cr, Cu, e Ni, P: limitado a 0,050% ou menor, Al: limitado a 0,020% ou menor, Mo: limitado a 0,03% ou menor, um Ceq obtido pela (Expressão 1) abaixo de 0,30 a 0,53 e um Pcm obtido pela (Expressão 2) abaixo de 0,10 a 0,20, em que a placa de aço opcionalmente contém ainda um ou dois ou mais elementos, em % em massa, dentre W: 0,01 a 0,50%; V: 0,010 a 0,100%; Nb: 0,001 a 0,200%; Zr: 0,0001 a 0,0500%; Ta: 0,0001 a 0,0500%; Mg: 0,0001 a 0,0100%; Ca: 0,0001 a 0,0050%; Terras Raras: 0,0001 a 0,0050%; Y: 0,0001 a 0,0050%; Hf: 0,0001 a 0,0050%; e Re: 0,0001 a 0,0050%, onde o Ceq é obtido pela (Expressão 1’) abaixo em lugar da (Expressão 1) acima, e o Pcm é obtido pela (Expressão 2’) abaixo em lugar da (Expressão 2), Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ••• (Expressão 1’) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B ••• (Expressão 2’) na (Expressão 1’) e na (Expressão 2’) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]; Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores são 0%; V é calculado como 0 quando o teor é 0% e o teor é menor do que 0,010% em massa, e o saldo sendo composto de ferro e as inevitáveis impurezas, executar o aquecimento a 950°C ou maior; executar a etapa de laminação a quente à temperatura Ar3 ou maior; executar resfriamento a uma taxa média de resfriamento menor do que 10°C/s; e então executar o resfriamento acelerado a uma taxa de resfriamento de 10°C/s ou maior até a temperatura de Bs ou menor obtida pela (Expressão 4) abaixo a partir de uma temperatura de Ar3 - 100°C a Ar3 - 10°C, Ceq = C + Mn/6 + (Ni + Cu)/15 + (Cr + Mo)/5 ••• (Expressão 1) Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + 5B ••• (Expressão 2) Bs (°C) = 830 - 270C - 90Mn - 37Ni - 70Cr - 83Mo ••• (Expressão 4) nas (Expressão 1), (Expressão 2), e (Expressão 4) acima, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, e B denotam os teores dos respectivos elementos [% em massa]; Ni, Cu, Cr, e Mo são calculados como 0 quando os respectivos teores são 0%.
10. Método, de acordo com a reivindicação 9, caracterizado pelo fato de que: na etapa de laminação a quente, é executada a laminação na região y não-recristalizada a uma temperatura de início da laminação ajustada para Ar3 a Ar3 + 100°C e a uma razão de redução ajustada para 1,5 ou maior.
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