BR112018069402B1 - Placa de aço resistente à abrasão e métodos para produzir placa de aço resistente à abrasão - Google Patents

Placa de aço resistente à abrasão e métodos para produzir placa de aço resistente à abrasão Download PDF

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Abstract

Uma chapa de aço resistente à abrasão que combina tanto resistência a craqueamento por corte de gás e resistência à abrasão em baixo custo é provida. A chapa de aço tem uma composição constituinte que compreende: em % em massa, C: mais que 0,23% mas não mais que 0,34%, Si: 0,01% a 1,0%, Mn: 0,30% a 2,50%, P: não mais que 0,020%, S: não mais que 0,01% , Cr: 0,01% a 2,00%, Al: 0,001% a 0,100%, e N: não mais que 0,01%, com o saldo que consiste em Fe e impurezas inevitáveis. A chapa de aço tem uma estrutura na qual uma porcentagem de volume de martensita em uma profundidade de 1 mm a partir de uma superfície da chapa de aço resistente à abrasão é 90%, e um tamanho de grão de austenita anterior central na direção da espessura intermediária da chapa de aço resistente à abrasão não excede 80 ¿m. A dureza em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da chapa de aço resistente à abrasão é, em dureza Brinell, 460 a 590 HBW 10/3.000, e a concentração [Mn] de Mn (em % em massa) e uma concentração [P] de P (em % em massa) em uma parte de segregação central na direção da espessura de chapa que satisfaz 0,04[Mn] + [P] 0,50 ? (1).

Description

CAMPO DA TÉCNICA
[0001] A presente descrição refere-se a uma placa de aço resistente à abrasão e, particularmente, a uma placa de aço resistente à abrasão que pode alcançar tanto resistência à fratura retardada quanto resistência à abrasão em alto nível e baixo custo. A presente descrição também se refere a um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão.
ANTECEDENTES
[0002] Máquinas industriais, partes, dispositivos de transporte (por exemplo, escavadora mecânica, buldôzeres, tremonhas, transportadores de caçamba, trituradores de rochas), e semelhantes usados em campos, tais como construção, engenharia civil e mineração são expostos à abrasão, tais como abrasão abrasiva, abrasão deslizante e abrasão de impacto por rochas, areia, minério, etc. Aço usa-do em tais máquinas industriais, partes, portadores, e semelhantes é, portanto, exigido ter resistência à abrasão excelente a fim de melhorar a vida.
[0003] Conhece-se que a resistência à abrasão de aço pode ser melhorada aumentando-se a dureza. Logo, aço de dureza alta gerado desempenhando-se tratamento a quente, tal como têmpera em liga de aço que contém uma grande quantidade de elementos de liga, tais como Cr e Mo é amplamente usado como aço resistente à abrasão.
[0004] Por exemplo, cada um dentre os documentos nos JP 4259145 B2 (PTL 1) e JP 4645307 B2 (PTL 2) propõe uma placa de aço resistente à abrasão cuja parte de camada de superfície tem uma dureza de 460 a 590 em dureza Brinell (HB). Alta dureza de superfície dessa placa de aço resistente à abrasão é efetuada adicionando-se uma quantidade predeterminada de elementos de liga e desempenhando-se têmpera para formar uma microestrutura principalmente composta de martensita.
[0005] No campo de placas de aço resistentes à abrasão, não apenas o melhoramento de resistência à abrasão, porém também a prevenção de fraturas retardadas é exigida. Uma fratura retardada é um fenômeno que uma placa de aço fratura repentinamente apesar da tensão aplicada à placa de aço não ser maior que seu limite de elasticidade. O fenômeno de fratura retardada tem mais chance de ocorrer quando a resistibilidade de placa de aço é maior, e é promovida por entrada de hidrogênio na placa de aço. Um exemplo do fenômeno de fratura retardada da placa de aço resistente à abrasão é o craquea- mento após o corte de gás. Durante o corte de gás, a placa de aço se torna frágil devido à entrada de hidrogênio a partir do gás de combustão. Adicionalmente, por causa de tensão residual após o corte de gás, craqueamento ocorre algumas horas a alguns dias após o corte. Visto que a placa de aço resistente à abrasão tem alta dureza, corte de gás é frequentemente empregado. Portanto, a placa de aço resistente à abrasão normalmente se depara com o problema de fraturas retarda-das após o corte de gás (doravante também denominado "craquea- mento de corte de gás").
[0006] Cada um dentre os documentos nos JP 5145804 B2 (PTL 3) e JP 5145805 B2 (PTL 4) propõe uma placa de aço resistente à abrasão cuja composição química e microestrutura são contaminadas para suprimir fraturas retardadas causadas por corte de gás e semelhantes.
LISTA DE CITAÇÕES LITERATURAS DE PATENTE
[0007] PTL 1: JP 4259145 B2
[0008] PTL 2: JP 4645307 B2
[0009] PTL 3: JP 5145804 B2
[0010] PTL 4: JP 5145805 B2
SUMÁRIO (PROBLEMA DA TÉCNICA)
[0011] No entanto, com a placa de aço resistente à abrasão descri ta em cada um dentre PTL 1 e PTL 2, uma grande quantidade de elementos de liga necessita ser adicionada a fim de assegurar dureza. Tipicamente, uma maneira eficaz de reduzir custos de liga é diminuir o uso de elementos de liga dispendiosos, tais como Mo e Cr e aumentar o uso de elementos de liga não dispendiosos, tal como Mn. Aumentar o uso de Mn na placa de aço resistente à abrasão descrita em PTL 1 ou PTL 2, no entanto, causa uma diminuição em resistência a craque- amento por corte de gás.
[0012] Com a placa de aço resistente à abrasão descrita em cada um dentre PTL 3 e PTL 4, craqueamento de corte de gás é suprimido até certo ponto, porém ainda o teor de Mn necessita ser reduzido a fim de evitar fraturas retardadas.
[0013] Existe, dessa forma, dificuldade em alcançar tanto resistên cia a craqueamento por corte de gás quanto resistência à abrasão em alto nível e baixo custo nas placas de aço resistentes à abrasão mencionadas acima.
[0014] Poderia ser, portanto, útil fornecer uma placa de aço resis tente à abrasão que pode alcançar tanto resistência à fratura retardada quanto resistência à abrasão em alto nível e baixo custo. Também poderia ser útil fornecer um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão.
(SOLUÇÃO PARA OS PROBLEMAS)
[0015] Como um resultado de conduzir examinação intensa, foi descoberto que uma fratura retardada após corte de gás em uma placa de aço resistente à abrasão se origina a partir de uma fratura intergranular que ocorre em limites de grão de austenita anterior de micro- estrutura de martensita ou microestrutura de bainita, e que a fratura intergranular ocorre quando as influências de (a) tensão residual gerada por corte de gás, (b) enfraquecimento por hidrogênio causado por hidrogênio que entra na placa de aço ao cortar gás durante o corte de gás, e (c) enfraquecimento por revenimento da placa de aço devido ao aquecimento durante sobreposição de corte de gás.
[0016] Descobriu-se também que uma área de segregação central de espessura de placa da placa de aço em que Mn e P, que são elementos de enfraquecimento intergranular, se concentram é uma origem de craqueamento de corte de gás, e que a segregação dos elementos de enfraquecimento intergranular aos limites de grão de aus- tenita anterior na área de segregação central de espessura de placa é adicionalmente facilitada aquecendo-se durante o corte de gás, como um resultado do qual a resistibilidade dos limites de grão de austenita anterior diminui de modo significativo e craqueamento de corte de gás ocorre.
[0017] A segregação de Mn e P ao centro de espessura de placa acontece durante lingotamento contínuo. No lingotamento contínuo, a solidificação de aço fundido avança para dentro a partir da superfície. Aqui, visto que o limite de solubilidade sólida de Mn ou P é maior em fase líquida que em fase sólida, elementos de liga, tais como Mn e P se concentram dentro do aço fundido a partir do aço solidificado na interface de fase sólida-líquida. Na posição central de espessura de placa que é a parte de solidificação final, o aço fundido concentrado de modo significativo com os elementos de liga se solidifica, o que, desse modo, forma a área de segregação central.
[0018] Com base nessas descobertas, foi examinado adicional mente como evitar craqueamento originado a partir da área de segregação central. Descobriu-se consequentemente que, suprimindo-se a segregação central de Mn e P no lingotamento contínuo e também re- finando-se o tamanho de grão de austenita primária na microestrutura da placa de aço final, uma excelente resistência a craqueamento por corte de gás é obtida mesmo quando o teor de Mn na placa de aço inteira for alto.
[0019] A presente descrição tem base nessas descobertas. Desse modo, é fornecido:
[0020] 1. Uma placa de aço resistente à abrasão que compreende: uma composição química que contém (que consiste em), em % em massa, C: mais que 0,23% e 0,34% ou menos, Si: 0,01% a 1,0%, Mn: 0,30% a 2,50%, P: 0,020% ou menos, S: 0,01% ou menos, Cr: 0,01% a 2,00%, Al: 0,001% a 0,100%, N: 0,01% ou menos, e um saldo que consiste em Fe e impurezas inevitáveis; e uma microestrutura na qual uma fração de volume de martensita em uma profundidade de 1 mm a partir de uma superfície da placa de aço resistente à abrasão é 90% ou mais, e um tamanho de grão de austenita primária na espessura intermediária da placa de aço resistente à abrasão é 80 μm ou menos, em que a dureza em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão é 460 a 590 HBW 10/3.000 em dureza Brinell, e uma concentração [Mn] de Mn em % em massa e uma concentração [P] de P em % em massa em uma área de segre-gação central de espessura de placa satisfazem a seguinte Expressão (1):
Figure img0001
[0021] 2. A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com 1., em que a composição química contém, adicionalmente, em % em massa, um ou mais selecionados a partir do grupo que consiste em Cu: 0,01% a 2,0%, Ni: 0,01% a 5,0%, Mo: 0,01% a 3,0%, Nb: 0,001% a 0,100%, Ti: 0,001% a 0,050%, B: 0,0001% a 0,0100%, V: 0,001% a 1,00%, W: 0,01% a 1,5%, Ca: 0,0001% a 0,0200%, Mg: 0,0001% a 0,0200%, e REM: 0,0005% a 0,0500%.
[0022] 3. A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com 1. ou 2., em que uma redução de área em um ensaio de tração após sujeição a tratamento de enfraquecimento por revenimento e tratamento de enfraquecimento por hidrogênio subsequente é 10% ou mais.
[0023] 4. Um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, conforme definido em qualquer um dentre 1. a 3., o método compreende: submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo, para formar uma placa; aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; submeter a placa aquecida à laminação a quente em que a laminação de redução com um fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais são desempenhadas três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente; reaquecer a placa de aço laminada a quente a uma temperatura de têmpera de re- aquecimento; e temperar a placa de aço laminada a quente, em que a placa tem a composição química, conforme definido em 1. ou 2., no lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante a partir de uma posição de solidificação final da placa, a temperatura de têmpera de reaquecimento é Ac3 a 1.050°C, e uma taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera é 1°C/s ou mais.
[0024] 5. O método, de acordo com 4., que compreende, adicio nalmente, revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco em uma temperatura de revenimento de 100°C a 300°C.
[0025] 6. Um método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, conforme definido em qualquer um dentre 1. a 3., o método compreende: submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo, para formar uma placa; aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; submeter a placa aquecida à laminação a quente em que a laminação de redução com um fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais são desempenhadas três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente; e temperar diretamente a placa de aço laminada a quente, em que a placa tem a composição química, conforme definido em 1. ou 2., no lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante a partir de uma posição de solidificação final da placa, a temperatura de têmpera direta na têmpera direta é Ac3 ou mais, e uma taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera direta é 1°C/s ou mais.
[0026] 7. O método, de acordo com 6., que compreende, adicio nalmente, revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco em uma temperatura de revenimento de 100°C a 300°C.
(EFEITO VANTAJOSO)
[0027] Dessa forma, é possível obter excelente resistência à fratu ra retardada sem reduzir excessivamente o teor de Mn na placa de aço inteira e, portanto, alcançar tanto a resistência à fratura retardada e resistência à abrasão na placa de aço resistente à abrasão em baixo custo. A técnica presentemente revelada é eficaz não apenas para resistência à fratura retardada após corte de gás, porém também para fraturas retardadas causadas por outros fatores.
BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS
[0028] Nos desenhos anexos:
[0029] Figura 1 é um diagrama esquemático que ilustra uma posi ção de solidificação final em lingotamento contínuo; e
[0030] Figura 2 é um diagrama esquemático que ilustra um método de lingotamento contínuo, de acordo com uma dentre as modalidades reveladas.
DESCRIÇÃO DETALHADA COMPOSIÇÃO QUÍMICA
[0031] Um método de implantar a presente descrição é descrito em detalhes abaixo. Na presente descrição, é importante que uma placa de aço usada em uma placa de aço resistente à abrasão e sua produção tenha a composição química descrita acima. As razões para limitar a composição química de aço dessa maneira na presente descrição são descritas primeiro. Na descrição, "%" em relação à composição química denota "% em massa" a menos que notado de outro modo. C: mais que 0,23% e 0,34% ou menos
[0032] C é um elemento essencial para aprimorar a dureza de ma triz de martensita. Se o teor de C é 0,23% ou menos, o teor de C de soluto em microestrutura de martensita é baixo, o que causa uma diminuição em resistência à abrasão. Se o teor de C é maior que 0,34%, a soldabilidade e exequibilidade diminuem. O teor de C é, portanto, maior que 0,23% e 0,34% ou menor na presente descrição. O teor de C é, preferencialmente, 0,25% a 0,32%. Si: 0,01% a 1,0%
[0033] Si é um elemento eficaz em desoxidação. Se o teor de Si é menor que 0,01%, o efeito é insuficiente. Si também é um elemento que contribui à dureza superior do aço por intensificação de solução sólida. No entanto, se o teor de Si é maior que 1,0%, não apenas a ductilidade e a robustez diminuem, porém também problemas, tal como um aumento no número de inclusões surge. O teor de Si é, portanto, 0,01% a 1,0%. O teor de Si é, preferencialmente, de 0,01% a 0,8%. Mn: 0,30% a 2,50%
[0034] Mn é um elemento que tem uma função de melhorar a tem- perabilidade de arrefecimento do aço. Adicionar Mn aumenta a dureza do aço após têmpera, como um resultado do qual resistência à abrasão pode ser melhorada. Se o teor de Mn é menor que 0,30%, o efeito é insuficiente. O teor de Mn é, portanto, 0,30% ou mais. Se o teor de Mn é maior que 2,50%, não apenas soldabilidade e robustez diminuem, porém também a resistência à fratura retardada diminui. O teor de Mn é, portanto, 2,50% ou menos. O teor de Mn é, preferencialmente, de 0,50% a 2,30%. P: 0,020% ou menos
[0035] P é um elemento de enfraquecimento intergranular. A se gregação de P a limites de grão de cristal causa uma diminuição na robustez do aço e também causa uma diminuição em resistência de fratura retardada. O teor de P é, portanto, 0,020% ou menos. O teor de P é preferencialmente 0,015% ou menos. O teor de P é, preferencialmente, o mais baixo possível. Consequentemente, nenhum limite inferior é colocado no teor de P, e o limite inferior pode ser 0%. Tipicamente, no entanto, P é um elemento contido inevitavelmente em aço como uma impureza, de modo que em termos industriais o limite inferior pode ser maior que 0%. O teor de P excessivamente baixo leva a tempo de refinação mais longo e custo mais alto e, portanto, o teor de P é, preferencialmente, 0,001% ou mais. S: 0,01% ou menos
[0036] S diminui a robustez do aço e, portanto, o teor de S é 0,01% ou menos. O teor de S é preferencialmente 0,005% ou menos. O teor de S é, preferencialmente, o mais baixo possível. Consequentemente, nenhum limite inferior é colocado no teor de S, e o limite inferior pode ser 0%. Em termos industriais, o limite inferior pode ser maior que 0%. O teor de S excessivamente baixo leva a tempo de refinação mais longo e custo mais alto e, portanto, o teor de S é, preferencialmente, 0,0001% ou mais. Cr: 0,01% a 2,00%
[0037] Cr é um elemento que tem uma função de melhorar a tem- perabilidade de arrefecimento do aço. Adicionar Cr aumenta a dureza do aço após têmpera, como um resultado do qual resistência à abrasão pode ser melhorada. Para alcançar o efeito, o teor de Cr necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de Cr é maior que 2,00%, a soldabilidade diminui. O teor de Cr é, portanto, 0,01% a 2,00%. O teor de Cr é, preferencialmente, 0,05% a 1,8%. Al: 0,001% a 0,100%.
[0038] Al é um elemento que é eficaz como um desoxidante e também tem um efeito de reduzir tamanho de grão de austenita formando-se nitreto. Para alcançar o efeito, o teor de Al necessita ser 0,001% ou mais. Se o teor de Al é maior que 0,100%, a pureza do aço diminui e, consequentemente, a ductilidade e a robustez diminuem. O teor de Al é, portanto, 0,001% a 0,100%. N: 0,01% ou menos
[0039] N é um elemento que diminui a ductilidade e a robustez e, portanto, o teor de N é 0,01% ou menos. O teor de N é, preferencialmente, o mais baixo possível. Consequentemente, nenhum limite inferior é colocado no teor de N, e o limite inferior pode ser 0%. Tipicamente, no entanto, N é um elemento contido inevitavelmente em aço como uma impureza, de modo que em termos industriais o limite inferior pode ser maior que 0%. O teor de N excessivamente baixo leva a tempo de refinação mais longo e custo mais alto e, portanto, o teor de N é, preferencialmente, 0,0005% ou mais.
[0040] A placa de aço usado na presente descrição contém o saldo que consiste em Fe e impurezas inevitáveis além dos componentes descritos acima.
[0041] A placa de aço, de acordo com a presente descrição, tem os componentes descritos acima como componentes básicos. Para melhoramento em temperabilidade de arrefecimento ou soldabilidade, a placa de aço pode conter, opcionalmente, um ou mais selecionados a partir do grupo que consiste em Cu: 0,01% a 2,0%, Ni: 0,01% a 5,0%, Mo: 0,01% a 3,0%, Nb: 0,001% a 0,100%, Ti: 0,001% a 0,050%, B: 0,0001% a 0,0100%, V: 0,001% a 1,00%, W: 0,01% a 1,5%, Ca: 0,0001% a 0,0200%, Mg: 0,0001% a 0,0200%, e REM: 0,0005% a 0,0500%. Cu: 0,01% a 2,0%
[0042] Cu é um elemento que tem a capacidade de melhorar tem- perabilidade de arrefecimento sem degradar consideravelmente a robustez em metal de base e juntas soldadas. Para alcançar o efeito, o teor de Cu necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de Cu é maior que 2,0%, o craqueamento de placa de aço é causado por uma camada concentrada de Cu formada diretamente abaixo de escala. Consequentemente, no caso de adicionar Cu, o teor de Cu é 0,01% a 2,0%. O teor de Cu é, preferencialmente, 0,05% a 1,5%. Ni: 0,01% a 5,0%
[0043] Ni é um elemento que tem um efeito de aprimorar tempera- bilidade de arrefecimento e também melhorar robustez. Para alcançar o efeito, o teor de Ni necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de Ni é maior que 5,0%, o custo de produção aumenta. Consequentemente, no caso de adicionar Ni, o teor de Ni é 0,01% a 5,0%. O teor de Ni é, preferencialmente, 0,05% a 4,5%. Mo: 0,01% a 3,0%
[0044] Mo é um elemento que melhora a temperabilidade de arre fecimento do aço. Para alcançar o efeito, o teor de Mo necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de Mo é maior que 3,0%, a soldabilidade diminui. Consequentemente, no caso de adicionar Mo, o teor de Mo é 0,01% a 3,0%. O teor de Mo é preferencialmente 0,05% a 2,0%. Nb: 0,001% a 0,100%.
[0045] Nb é um elemento que tem um efeito de reduzir o tama- nho de grão de austenita primária precipitando-se como carboni- treto. Para alcançar o efeito, o teor de Nb necessita ser 0,001% ou mais. Se o teor de Nb é maior que 0,100%, a soldabilidade diminui. Consequentemente, no caso de adicionar Nb, o teor de Nb é 0,001% a 0,100%. Ti: 0,001% a 0,050%
[0046] Ti é um elemento que tem um efeito de reduzir tamanho de grão de austenita primária formando-se nitreto. Para alcançar o efeito, o teor de Ti necessita ser 0,001% ou mais. Se o teor de Ti é maior que 0,050%, a pureza do aço diminui e, consequentemente, a ductilidade e a robustez diminuem. Consequentemente, no caso de adicionar Ti, o teor de Ti é 0,001% a 0,050%. B: 0,0001% a 0,0100%
[0047] B é um elemento que tem um efeito de melhorar temperabi- lidade de arrefecimento e, dessa forma, melhora a resistibilidade da placa de aço quando adicionado em quantidade infinitesimal. Para alcançar o efeito, o teor de B necessita ser 0,0001% ou mais. Se o teor de B é maior que 0,0100%, a soldabilidade diminui e também a tempe- rabilidade de arrefecimento diminui. Consequentemente, no caso de adicionar B, o teor de B é 0,0001% a 0,0100%. O teor de B é, preferencialmente, 0,0001% a 0,0050%. V: 0,001% a 1,00%
[0048] V é um elemento que tem um efeito de melhorar a tempera- bilidade de arrefecimento do aço. Para alcançar o efeito, o teor de V necessita ser 0,001% ou mais. Se o teor de V é maior que 1,00%, a soldabilidade diminui. Consequentemente, no caso de adicionar V, o teor de V é 0,001% a 1,00%. W: 0,01% a 1,5%
[0049] W é um elemento que tem um efeito de melhorar a tempe- rabilidade de arrefecimento do aço. Para alcançar o efeito, o teor de W necessita ser 0,01% ou mais. Se o teor de W é maior que 1,5%, a sol- dabilidade diminui. Consequentemente, no caso de adicionar W, o teor de W é 0,01% a 1,5%. Ca: 0,0001% a 0,0200%.
[0050] Ca é um elemento que melhora soldabilidade formando-se oxissulfeto que tem alta estabilidade em temperatura alta. Para alcançar o efeito, o teor de Ca necessita ser 0,0001% ou mais. Se o teor de Ca é maior que 0,0200%, a pureza diminui e a robustez do aço é prejudicada. Consequentemente, no caso de adicionar Ca, o teor de Ca é 0,0001% a 0,0200%. Mg: 0,0001% a 0,0200%
[0051] Mg é um elemento que melhora a soldabilidade formando- se oxissulfeto que tem alta estabilidade em temperatura alta. Para alcançar o efeito, o teor de Mg necessita ser 0,0001% ou mais. Se o teor de Mg é maior que 0,0200%, o efeito de adição de Mg é saturado, e o efeito apropriado ao teor não pode ser esperado, o que é economicamente desvantajoso. Consequentemente, no caso de adicionar Mg, o teor de Mg é 0,0001% a 0,0200%. REM: 0,0005% a 0,0500%
[0052] REM (metal de terra-rara) é um elemento que melhora a soldabilidade formando-se oxissulfeto que tem alta estabilidade em temperatura alta. Para alcançar o efeito, o teor de REM necessita ser 0,0005% ou mais. Se o teor de REM é maior que 0,0500%, o efeito de adição de REM é saturado, e o efeito apropriado ao teor não pode ser esperado, o que é economicamente desvantajoso. Consequentemente, no caso de adicionar REM, o teor de REM é 0,0005% a 0,0500%.
MICROESTRUTURA
[0053] Além de ter a composição química descrita acima, a placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a presente descrição, tem uma microestrutura na qual a fração de volume de martensita em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão é 90% ou mais, e o tamanho de grão de austenita primária na parte central de espessura de placa da placa de aço resistente à abrasão é 80 μm ou menos. As razões para limitar a microestrutura do aço dessa maneira são descritas abaixo. Fração de volume de martensita: 90% ou mais
[0054] Se a fração de volume de martensita é menor que 90%, a dureza da matriz da placa de aço diminui, de modo que a resistência à abrasão diminui. A fração de volume de martensita é, portanto, 90% ou mais. Microestruturas remanescentes diferentes de martensita não são limitadas e podem ser microestruturas de ferrita, perlita, austenita e bainita. A fração de volume de martensita é, preferencialmente, tão alta quanto possível. Consequentemente, nenhum limite superior é colocado na fração de volume, e o limite superior pode ser 100%. A fração de volume de martensita é um valor em uma posição de profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão. A fração de volume de martensita pode ser medida pelo método descrito na seção EXEMPLOS. O tamanho de grão de austenita primária: 80 μm ou menos
[0055] Se o tamanho de grão de austenita primária é maior que 80 μm, a resistência de fratura retardada da placa de aço resistente à abrasão diminui. Isso acontece pelo fato de que, como um resultado da diminuição da área dos limites de grão de austenita anterior, os teores de Mn e P por área unitária dos limites de grão de austenita anterior aumentam, e o enfraquecimento de limite de grão se torna proeminente. O tamanho de grão de austenita primária é, portanto, 80 μm ou menos. O tamanho de grão de austenita primária é, preferencialmente, tão pequeno quanto possível. Consequentemente, nenhum limite inferior é colocado no tamanho de grão de austenita primária, porém o ta- manho de grão de austenita primária é, tipicamente, 1 μm ou mais. O tamanho de grão de austenita primária mencionado aqui é o diâmetro circular equivalente de grãos austenitas anteriores na parte central de espessura de placa da placa de aço resistente à abrasão. O tamanho de grão de austenita primária pode ser medido pelo método descrito na seção EXEMPLOS.
SEGREGAÇÃO CENTRAL
[0056] Na presente descrição, é importante que a concentração [Mn] de Mn (% em massa) e a concentração [P] de P (% em massa) na área de segregação central de espessura de placa satisfaçam a seguinte Expressão (1):
Figure img0002
[0057] Conforme descrito acima, uma fratura retardada após o cor te de gás se origina a partir de uma parte em que Mn e P, que são elementos de enfraquecimento intergranular, segregam de modo significativo na área de segregação central de espessura de placa. Adicionalmente, a examinação revelou que a influência de P em enfraquecimento de limite de grão é maior que de Mn. Logo, a resistência a cra- queamento por corte de gás, pode ser melhorada controlando-se as concentrações de Mn e P na área de segregação central de espessura de placa de modo a satisfazer a Expressão (1). Nenhum limite inferior é colocado no valor de (0,04[Mn] + [P]). Tipicamente, no entanto, [Mn] não é menor que o teor de Mn [Mn]0 na placa de aço inteira e [P] não é menor que o teor de P [P]0 na placa de aço inteira, de modo que O,O4[Mn]o + [P]O < 0,04[Mn] + [P]. As concentrações [Mn] e [P] de Mn e P na área de segregação central de espessura de placa podem ser medidas pelo método descrito na seção EXEMPLOS.
DUREZA BRINELL Dureza Brinell: 460 a 590 HBW 10/3.000
[0058] A resistência à abrasão da placa de aço pode ser melhora- da aumentando-se a dureza na parte de camada de superfície de placa de aço. Se a dureza na parte de camada de superfície de placa de aço é menor que 460 HBW em dureza Brinell, a resistência à abrasão suficiente não pode ser obtida. Se a dureza na parte de camada de superfície de placa de aço é maior que 590 HBW em dureza Brinell, a exequibilidade de flexão diminui. Consequentemente, na presente descrição, a dureza na parte de camada de superfície de placa de aço é 460 a 590 HBW em dureza Brinell. A dureza mencionada aqui é dureza Brinell em uma posição de profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão. A dureza Brinell é um valor (HBW 10/3.000) medido com uma carga de 3.000 Kgf usando duras esferas de tungstênio de 10 mm em diâmetro. A dureza Brinell pode ser medida pelo método descrito na seção EXEMPLOS.
MÉTODO DE PRODUÇÃO
[0059] Um método para produzir a placa de aço resistente à abra são, de acordo com a presente descrição, é descrito abaixo. A placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a presente descrição, pode ser produzida por qualquer um dentre um método de desempenhar têmpera de reaquecimento (RQ) após laminação a quente e um método de desempenhar têmpera direta (DQ) após laminação a quente.
[0060] Em uma modalidade revelada que envolve têmpera de rea- quecimento, a placa de aço resistente à abrasão pode ser produzida desempenhando-se, essencialmente, o seguinte: (1) submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo para formar uma placa; (2) aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; (3) rolar a quente a placa aquecida para obter uma placa de aço laminada a quente; (4) 1) reaquecer a placa de aço laminada a quente a uma temperatura de têmpera de reaquecimento; e (5) 2) temperar a placa de aço laminada a quente reaqueci- da.
[0061] Em outra modalidade revelada que envolve têmpera direta, a placa de aço resistente à abrasão pode ser produzida desempenhando-se, essencialmente, o seguinte: (6) submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo para formar uma placa; (7) aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; (8) rolar a quente a placa aquecida para obter uma placa de aço laminada a quente; (9) temperar diretamente a placa de aço laminada a quente.
[0062] Em cada uma dentre essas modalidades, a composição química da placa é como descrita acima. No lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de lamina- ção de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante da posição de solidificação final da placa. Ademais, a temperatura de têmpera de reaquecimento, no caso de desempenhar a têmpera de reaquecimento, é Ac3 a 1.050°C, e a temperatura de têmpera direta no caso de desempenhar a têmpera direta é Ac3 ou mais. Adicionalmente, em cada um dentre a têmpera de aquecimento e a têmpera direta, a taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C é 1°C/s ou mais. As razões para limitar as condições dessa maneira são descritas abaixo. A temperatura mencionada na descrição a seguir é a temperatura na parte central de espessura de placa a menos que notado de outro modo. A temperatura na parte central de espessura de placa pode ser calculada por cálculo de transferência térmica. A descrição a seguir se aplica a ambos os casos de desempenhar a têmpera de reaquecimento e o caso de desempenhar a têmpera direta, a menos que notado de outro modo.
[0063] A laminação de redução leve: desempenha laminação de redução leve com gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais duas vezes ou mais a montante de posição de solidificação final da placa.
[0064] A segregação central de uma placa produzida por uma máquina de lingotamento contínuo ilustrada na Figura 1 é formada como um resultado de elementos de liga que se concentram dentro do aço fundido na interface de fase sólida-líquida durante progresso de solidificação e o aço fundido concentrado de modo significativo que se solidifica na posição de solidificação final. Consequentemente, desempenhando-se, gradualmente, a laminação de redução a montante da posição de solidificação final da placa na máquina de lingotamento contínuo de modo que o vão de rolo diminua a partir de a montante para a jusante na linha de lingotamento contínuo conforme ilustrado na Figura 2, o aço fundido concentrado com os elementos de liga é acumulado a montante, e a parte já solidificada é aniquilada, com a mesma sendo possível reduzir a segregação central. Para alcançar o efeito, é necessário desempenhar, a montante da posição de solidificação final da placa, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais duas vezes ou mais, isto é, desem-penhar a laminação de redução de tal modo que (dta + dtb)/L na Figura 2 seja 0,4 mm/m ou mais duas vezes ou mais. Se o número de vezes que a laminação de redução leve com um gradiente de redução de la- minação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada é 1 ou menos, o efeito de acúmulo do aço fundido da parte não solidificada a montante é insuficiente, e o efeito de redução de segregação pela laminação de redução leve é insuficiente. Portanto, no lingotamento contínuo (1), a laminação de redução leve com um gradiente de redução de lamina- ção de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante da posição de solidificação final da placa. Nenhum limite superior é colocado no número de vezes que a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada, contudo o número de vezes é, preferencialmente, 30 ou menos em termos de rentabilidade de instalação de rolos para laminação de redução leve. Nenhum limite superior é colocado no gradiente de redução de laminação da laminação de redução, contudo o gradiente de redução de laminação é, preferencialmente, 10,0 mm/m ou menos em termos de proteger a linha dos rolos para laminação de redução leve. A posição de solidificação final da placa é detectável transmitindo-se uma onda acústica eletromagnética através da placa.
[0065] Temperatura de aquecimento: 1.000°C a 1.300°C
[0066] Se a temperatura de aquecimento no aquecimento (2) é menor que 1.000°C, a resistência de deformação na laminação a quente aumenta, o que causa uma diminuição em produtividade. Se a temperatura de aquecimento é mais que 1.300°C, escala de alta adesão se forma, de modo que uma falha descalcificadora ocorra. Isso resulta em degradação nas características de superfície da placa de aço obtida. A temperatura de aquecimento é, portanto, 1.000°C a 1.300°C.
[0067] Laminação a quente: desempenhar laminação a quente de redução com fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais três vezes ou mais.
[0068] Com apenas a redução de segregação de placa por lamina- ção de redução leve no lingotamento contínuo, é impossível efetuar um excelente estado de segregação em resistência de fratura retardada. Logo, o efeito de redução de segregação na laminação a quente necessita ser usado conjuntamente. Desempenhando-se laminação de redução alta com uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura alta de 950°C ou mais no aço três vezes ou mais, o efeito de redução de segregação facilitando-se a difusão atômica através de introdução de desgaste e recristalização de microestrutura de austeni- ta é alcançada. Se a temperatura de laminação é 950°C ou menos ou o número de vezes que a laminação de redução com uma redução de laminação de 7% ou mais é desempenhada é menor que 3, a recrista- lização de microestrutura é insuficiente e, portanto, o efeito de redução de segregação não pode ser alcançado. Nenhum limite superior é colocado na redução de laminação, contudo a redução de laminação é, preferencialmente, 40% ou menos em termos de proteção de moinho. Tipicamente, quando a concentração de carbono em aço é alta, a faixa de temperatura entre temperatura de líquido e temperatura de sólido amplia e, portanto, o tempo de permanência no estado coexistente de fase sólida-líquida em que os processos de segregação aumentam, e a segregação central de elementos de liga ou elementos de impureza aumentam. Combinando-se a laminação de redução leve e a lamina- ção a quente, no entanto, a segregação central pode ser reduzida a tal nível que fornece resistência de fratura retardada favorável, mesmo no caso em que a concentração de carbono é alta como em aço resistente à abrasão.
[0069] O desgaste introduzido na placa de aço na laminação não é uniforme na direção de espessura de placa, e sua distribuição na direção de espessura de placa depende do fator de formato de laminação (ld/hm) definido pela seguinte Expressão:
Figure img0003
em que ld é o comprimento projetado do arco de contato, hm é a espessura média de placa, R é o raio de rolo, hi é a espessura de placa no lado de entrada, e h0 é a espessura de placa no lado de saída, e cada passagem de rolo. Para aplicar desgaste rolando-se à parte central de espessura de placa que tem segregação central, o fator de formato de laminação (ld/hm) necessita ser 0,7 ou mais. Se o fator de formato de laminação é menor que 0,7, o desgaste aplicado à camada de superfície de placa de aço durante a laminação aumenta, e o desgaste introduzido na parte central de espessura de placa da placa de aço diminui, o que causa recristalização de microestrutura insuficiente. Em tal caso, o efeito de redução de segregação exigido não pode ser alcançado. O fator de formato de laminação é, portanto, 0,7 ou mais. O fator de formato de laminação pode ser aumentado aumentando-se o raio de rolo ou diminuindo-se a redução de laminação. Nenhum limite superior é colocado no fator de formato de laminação, contudo o fator de formato de laminação é, preferencialmente, 3,5 ou menos em termos de proteção de moinho. Temperatura de têmpera de reaquecimento: Ac3 a 1.050oC
[0070] No caso de desempenhar a têmpera de reaquecimento, se a temperatura de aquecimento (temperatura de têmpera de reaqueci- mento) no reaquecimento (4-1) é menor que o ponto de Ac3, a micro- estrutura após a laminação a quente permanece não transformada, e uma microestrutura predeterminada principalmente composta de mar- tensita não pode ser obtida. Isso causa uma diminuição em dureza e, dessa forma, uma diminuição em resistência à abrasão. Se a temperatura de aquecimento é maior que 1.050oC, os grãos de austenita engrossam durante o aquecimento, fazendo com que o tamanho de grão de austenita primária, após a têmpera, seja maior que 80 μm. A temperatura de têmpera de reaquecimento é, portanto, Ac3 a 1.050oC. Temperatura de têmpera direta: Ac3 ou mais
[0071] No caso de desempenhar a têmpera direta, se a temperatu ra de têmpera (temperatura de têmpera direta) na têmpera direta (4) é menor que o ponto de Ac3, as proporções de microestruturas diferentes de martensita aumentam, e uma microestrutura predeterminada principalmente composta de martensita não pode ser obtida. Isso causa uma diminuição em dureza e, dessa forma, uma diminuição em re sistência à abrasão. A temperatura de têmpera direta é, portanto, Ac3 ou mais. Nenhum limite superior é colocado na temperatura de têmpera direta, contudo a temperatura de têmpera direta é 1.300°C ou menos por causa do limite superior da temperatura de aquecimento na laminação a quente é 1.300°C. A "temperatura de têmpera direta" mencionada aqui é a temperatura de superfície de placa de aço no início de têmpera. A temperatura de têmpera direta pode ser medida com a utilização de um termômetro de radiação imediatamente antes da têmpera.
[0072] Taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C: 1°C/s ou mais
[0073] Em cada um dentre o caso de desempenhar a têmpera de reaquecimento e o caso de desempenhar a têmpera direta, se a taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera é menor que 1°C/s, a microestrutura de ferrita ou perlita é misturada na micro- estrutura da placa de aço após a têmpera, de modo que a dureza da matriz diminui e como um resultado a resistência à abrasão diminui. A taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera é, portanto, 1°C/s ou mais. Nenhum limite superior é colocado na taxa média de resfriamento, contudo a taxa média de resfriamento é, prefe-rencialmente, 300°C/s ou menos pelo fato de que, em uma linha típica, a microestrutura varia de modo significativo na direção de laminação e a direção transversa de placa da placa de aço quando a taxa média de resfriamento é maior que 300°C/s.
[0074] A temperatura de final de resfriamento na têmpera não é limitada, porém é, preferencialmente, 300°C ou menos pelo fato de que uma temperatura de final de resfriamento de mais que 300°C pode causar uma diminuição em razão de microestrutura de martensita e uma diminuição na dureza da placa de aço. Nenhum limite inferior é colocado na temperatura de final de resfriamento, contudo a tempera- tura de final de resfriamento é, preferencialmente, 50°C ou mais pelo fato de que a eficiência de produção diminui se resfriamento é continuado sem necessidade.
[0075] Em cada um dentre o caso de desempenhar a têmpera de reaquecimento e o caso de desempenhar a têmpera direta, o seguinte pode ser desempenhado após a têmpera:
[0076] (5) revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco a uma temperatura de 100°C a 300°C. Temperatura de revenimento: 100°C a 300°C
[0077] Se a temperatura de revenimento no processo de reveni- mento é 100°C ou mais, a robustez e exequibilidade da placa de aço pode ser melhorada. Se a temperatura de revenimento é maior que 300°C, a microestrutura de martensita suaviza de modo significativo e, consequentemente, a resistência à abrasão diminui. A temperatura de revenimento é, portanto, 100°C a 300°C.
[0078] Após aquecimento da placa de aço à temperatura de reve- nimento, a placa de aço pode ser submetida a resfriamento por ar. O tempo de imersão no tratamento de revenimento não é limitado, porém é, preferencialmente, 1 min ou mais em termos de aprimorar o efeito de revenimento. O longo tempo de imersão, entretanto, leva a uma diminuição em dureza e, consequentemente, o tempo de imersão é, preferencialmente, 3 horas ou menos.
EXEMPLOS
[0079] Uma descrição mais detalhada é proporcionada abaixo com base nos exemplos. Os exemplos a seguir representam meramente exemplos preferenciais, e a presente descrição não é limitada a esses exemplos.
[0080] Primeiro, as placas que têm as composições químicas lista das na Tabela 1 foram produzidas pelo método de lingotamento contínuo. Na produção de algumas das placas, a laminação de redução le- ve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais foi desempenhada a montante da posição de solidificação final da placa, a fim de reduzir a segregação da parte central de espessura de placa. As condições da laminação de redução leve são listadas na Tabela 2. A temperatura de Ac3 na Tabela 2 é calculada de acordo com a seguinte Expressão:
Figure img0004
em que [M] é o teor (% em massa) de elemento M, e [M] = 0 no caso em que elemento M não é adicionado.
[0081] Cada placa obtida foi, então, sequencialmente submetida aos processos de aquecimento, laminação a quente, e têmpera direta ou têmpera de reaquecimento, o que, dessa forma, obtém uma placa de aço. Algumas dentre as placas de aço foram adicionalmente reaqueci- das para revenir após a têmpera. As condições de tratamento em cada um dentre os processos são listadas na Tabela 2. O resfriamento na têmpera foi desempenhado injetando-se, enquanto passando a placa de aço, água de uma alta taxa de fluxo às superfícies frontal e posterior da placa de aço. A taxa de resfriamento na têmpera é a taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C calculada por cálculo de transferência de calor. A resfriamento foi desempenhado a 300°C ou menos.
[0082] Para cada uma dentre as placas de aço obtidas, o teor de Mn e o teor de P na área de segregação central de espessura de placa, a fração de volume de martensita, e o tamanho de grão de austeni- ta primária foram medidos pelos seguintes métodos. Os resultados de medição são listados na Tabela 3.
Teor DE MN E TEOR DE P EM ÁREA DE SEGREGAÇÃO CENTRAL DE ESPESSURA DE PLACA
[0083] Para produzir uma amostra de medição, uma parte central da placa de aço obtida tanto na direção transversa de placa quanto na direção de espessura de placa foi recortada em um formato de paralelepípedo retangular com uma largura de 500 mm na direção transversa de placa e uma espessura de 3 mm na direção de espessura de placa. O aço recortado foi cortado adicionalmente em 20 partes iguais na direção transversa de placa, para obter 20 amostras de medição com uma largura de 25 mm na direção transversa de placa. A superfície (uma largura de 25 mm na direção transversa de placa x uma espessura de 3 mm na direção de espessura de placa) da amostra de medição ortogonal à direção de laminação foi polida com espelho e, então, a análise imediatamente quantitativa por um microanalisador de sonda eletrônica (EPMA) foi conduzida com a superfície polida com espelho como um plano de medição.
[0084] As condições da medição de EPMA foram como a seguir. O valor máximo de (0,04[Mn] + [P]) na faixa de medição mencionada abaixo foi tomada para ser o valor de (0,04[Mn] + [P]) na presente descrição. (CONDIÇÕES DE MEDIÇÃO DE EPMA) tensão de aceleração: 20 kV corrente de irradiação: 0,5 μA tempo acumulativo: 0,15 s diâmetro de feixe: 15 μm faixa de medição: altura 3 mm x largura 25 mm x 20 amostras.
FRAÇÃO DE VOLUME DE MARTENSITA
[0085] A resistência à abrasão de uma placa de aço depende, principalmente, da dureza da parte de camada de superfície. Consequentemente, uma amostra foi coletada a partir do centro de cada placa de aço obtida na direção transversa de placa de modo que a posição de observação foi uma posição de profundidade de 1 mm a partir da superfície. A superfície da amostra foi polida com espelho e gravada, adicionalmente, com nital e, então, uma imagem de uma faixa de 10 mm x 10 mm foi capturada com a utilização de um microscópio eletrônico de varredura (SEM). A imagem capturada foi analisada com a utilização de um analisador de imagem para calcular a fração de área de martensita, e valor calculado foi tomado para ser a fração de volume de martensita na presente descrição.
TAMANHO DE GRÃO DE AUSTENITA PRIMÁRIA
[0086] Uma amostra de medição para o tamanho de grão de aus- tenita primária foi coletado a partir da parte central de espessura de placa que tem segregação central como uma origem de craqueamen- to de corte de gás, no centro da placa de aço na direção de largura. A superfície da amostra foi polida com espelho e gravada, adicionalmente, com ácido pícrico e, então, uma imagem de uma faixa de 10 mm x 10 mm foi capturada com a utilização de um microscópio óptico. A imagem capturada foi analisada com a utilização de um analisador de imagem para calcular o tamanho de grão de austenita primária. Aqui, o tamanho de grão de austenita primária foi calculado como um diâmetro circular equivalente.
[0087] Ademais, para cada uma dentre as placas de aço obtidas, a dureza e a resistência de fratura retardada foram avaliadas pelos métodos a seguir. Os resultados de avaliação são listados na Tabela 3.
DUREZA (DUREZA BRINELL)
[0088] A dureza na parte de camada de superfície da placa de aço foi medida como um índice da resistência à abrasão. Um pedaço de teste para a medição foi coletado a partir de cada placa de aço obtida de modo que a posição de observação fosse uma posição de profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço. Após o polimento de espelho da superfície do pedaço de teste, a dureza Brinell foi medida em conformidade com o documento No JIS Z 2243 (2008). A medição foi desempenhada com uma carga de 3.000 Kgf com a utili-zação de duras esferas de tungstênio de 10 mm em diâmetro.
TESTE DE AVALIAÇÃO DE RESISTÊNCIA DE FRATURA RETARDADA
[0089] Quando uma microestrutura principalmente composta de martensita é aquecida a cerca de 400°C, enfraquecimento por reveni- mento, isto é, átomos de P presentes perto dos limites de grão de aus- tenita anterior que difunde nos limites de grão de austenita anterior e, dessa forma, faz com que os limites de grão enfraqueçam, ocorre. Visto que uma concentração superior de P está presente na área de segregação central da placa de aço que nas outras áreas, o enfraquecimento por revenimento é mais perceptível na área de segregação central. No caso de submeter a placa de aço a corte de gás, essa área de enfraquecimento por revenimento inevitavelmente aparece na proximidade da superfície de corte. Além disso, hidrogênio contido em gás usado para o corte de gás entra na placa de aço a partir da superfície de corte de gás, o que causa enfraquecimento por hidrogênio. Uma fratura retardada após corte de gás se origina a partir de craqueamen- to de limites de grão de austenita anterior que se tornaram de modo significativo frágeis devido tal enfraquecimento por revenimento e enfraquecimento por hidrogênio.
[0090] Logo, para avaliar a resistência de fratura retardada após o enfraquecimento por revenimento e enfraquecimento por hidrogênio, um teste foi conduzido de acordo com o procedimento a seguir. Pri-meiro, a placa de aço foi aquecida a 400°C e, então, resfriada com ar, para aplicar tratamento de enfraquecimento por revenimento. Após isso, uma peça de ensaio de tração de barra redonda JIS No 14A (JIS Z 2241 (2014)) com um diâmetro de porção paralelo de 5 mm e um comprimento de porção paralela de 30 mm foi coletada a partir da parte central de espessura de placa no centro de largura de placa de mo-do que o comprimento de peça de teste foi paralelo à direção transversa de placa. A peça de ensaio de tração de barra redonda foi imersa adicionalmente em 10% de uma solução de tiocianato de amônio de 25°C por 72 horas, para fazer com que a peça de ensaio de tração ab-sorva hidrogênio. Subsequentemente, para evitar a difusão de hidrogênio a partir do ensaio da peça de tração, a superfície do ensaio da peça de tração foi galvanizada a uma espessura de 10 μm a 15 μm em um banho de galvanização composto de ZnCl2 e NH4Cl. A peça de ensaio de tração resultante foi submetida a um ensaio de tração com uma taxa de desgaste de 1,1 x 10-5/s, e a redução de área após fratura foi medida em conformidade com o documento no JIS Z 2241 (2014). O ensaio de tração foi conduzido cinco vezes, e o valor médio das reduções de área foi usado para a avaliação. A quantidade de liberação de hidrogênio total quando uma amostra submetida à absorção de hidrogênio sob as mesmas condições como a peça de ensaio de tração mencionada acima foi aquecida a 400°C por um dispositivo para análise de dessorção térmica de hidrogênio foi 0,8 ppm a 1,1 ppm. TABELA 1
Figure img0005
TABELA 2
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Figure img0007
TABELA 3
Figure img0008
Figure img0009
[0091] Como pode ser compreendido a partir dos resultados na Tabela 3, cada placa de aço resistente à abrasão que satisfaz as condições de acordo com a presente descrição teve tanto excelente dureza de 460 HBW 10/3.000 ou mais em dureza Brinell e excelente ducti- lidade, isto é, resistência de fratura retardada, de 10% ou mais em redução de área no ensaio de tração após sujeição a tratamento de enfraquecimento por revenimento e tratamento de enfraquecimento por hidrogênio. Visto que a redução de área é, preferencialmente, tão alta quanto possível, nenhum limite superior é colocado na redução de área, contudo a redução de área é, tipicamente, 50% ou menos. Por outro lado, cada placa de aço exemplificativa comparativa que não satisfaz as condições de acordo com a presente descrição foi inferior em pelo menos uma dentre a dureza e resistência de fratura retardada.
[0092] Por exemplo, a placa de aço No 18 com teor de C baixo te ve dureza baixa, devido ao teor de C de soluto em matriz de martensi- ta. A placa de aço No 19 com alto teor de P teve resistência de fratura retardada deficiente, devido à alta concentração de P na área de segregação central. As placas de aço No 20 e 30 tiveram resistência de fratura retardada deficiente, pelo fato de que laminação de redução alta na laminação a quente foi insuficiente e, portanto, o grau de segregação central de Mn e P, que são elementos de enfraquecimento intergranular, foi alto. As placas de aço No 21 e 31 tiveram resistência de fratura retardada deficiente, pelo fato de que as condições de lami- nação de redução leve no lingotamento contínuo foram inapropriadas e, portanto, o grau de segregação central de Mn e P, que são elementos de enfraquecimento intergranular, foi alto. A placa de aço No 22 teve resistência de fratura retardada deficiente pelo fato de que o tamanho de grão de austenita primária aumentou devido à alta temperatura de têmpera de reaquecimento. A placa de aço No 23 teve dureza deficiente pelo fato de que a temperatura de têmpera de reaquecimen- to foi menor que Ac3 e como um resultado a fração de volume de mar- tensita diminuiu. A placa de aço No 24 teve dureza deficiente pelo fato de que a transformação de martensita não ocorreu devido à baixa taxa de resfriamento na têmpera de reaquecimento. As placas de aço Nos 25 e 34 tiveram dureza deficiente pelo fato de que suavização ocorreu devido à alta temperatura de revenimento. A placa de aço No 32 teve dureza deficiente pelo fato de que a transformação de martensita não ocorreu devido à baixa taxa de resfriamento na têmpera direta. A placa de aço No 33 teve dureza deficiente pelo fato de que a temperatura de têmpera direto foi menor que Ac3 e, como um resultado, a fração de volume de martensita diminuiu. LISTA DE REFERÊNCIAS NUMÉRICAS 1 máquina de lingotamento contínuo 2 distribuidor 3 aço fundido 4 molde 5 rolo 6 camada não solidificada 7 placa (área solidificada) 8 posição de solidificação final 9 rolo de laminador

Claims (7)

1. Placa de aço resistente à abrasão, caracterizada pelo fato de que compreende: uma composição química que contém, em % em massa, C: mais do que 0,23% e 0,34% ou menos, Si: 0,01% a 1,0%, Mn: 0,30% a 2,50%, P: 0,020% ou menos, S: 0,01% ou menos, Cr: 0,01% a 2,00%, Al: 0,001% a 0,100%, N: 0,01% ou menos, e um saldo que consiste em Fe e impurezas inevitáveis; e uma microestrutura na qual uma fração de volume de mar- tensita em uma profundidade de 1 mm a partir de uma superfície da placa de aço resistente à abrasão é 90% ou mais, a fração de volume de martensita sendo medida por: coleta de uma amostra do centro da placa de aço na direção transversal da placa de modo que a posição de observação seja uma posição de profundidade de 1 mm da superfície; polimento espelhado e gravação adicional da superfície da amostra com nital; captura de uma imagem de uma faixa de 10 mm x 10 mm da amostra usando um microscópio eletrônico de varredura; e análise da imagem capturada usando um analisador de imagem para calcular a fração de área de martensita, sendo o valor calculado a fração de volume de martensita; e um tamanho de grão de austenita primária na espessura in-termediária da placa de aço resistente à abrasão é 80 μm ou menos, sendo o tamanho de grão de austenita primária medido por: coleta de uma amostra de medição da parte central da espessura da placa tendo segregação central como origem da rachadura por corte a gás, no centro da placa de aço na direção da largura; polimento espelhado e gravação adicional da amostra com ácido pícrico; captura de uma imagem de um intervalo de 10 mm x 10 mm usando um microscópio óptico; e análise da imagem usando um analisador de imagem para calcular o tamanho de grão de austenita primária, em que o tamanho de grão de austenita primária é calculado como um diâmetro circular equivalente; em que a dureza em uma profundidade de 1 mm a partir da superfície da placa de aço resistente à abrasão é 460 a 590 HBW 10/3.000 em dureza Brinell, a dureza Brinell sendo medida por: coleta de um corpo de prova para a medição da placa de aço de modo que a posição de observação seja uma posição de profundidade de 1 mm da superfície da placa de aço; e, após polimento espelhado da superfície do corpo de prova, medição da dureza Brinell conforme JIS Z 2243 (2008) com carga de 3000 Kgf utilizando esferas duras de tungstênio de 10 mm de diâmetro; e uma concentração [Mn] de Mn em % em massa e uma con-centração [P] de P em % em massa em uma área de segregação central de espessura de placa satisfazem a seguinte Expressão (1):
Figure img0010
medido por: produção de uma amostra de medição cortando uma parte central da placa de aço na direção transversal da placa e na direção da espessura da placa em forma de paralelepípedo retangular com uma largura de 500 mm na direção transversal da placa e uma espessura de 3 mm na direção da espessura da chapa; corte do aço recortado em 20 partes iguais na direção transversal da placa, para obter 20 amostras de medição com largura de 25 mm na direção transversal da placa; polimento espelhado da superfície (uma largura de 25 mm na direção transversal da placa x uma espessura de 3 mm na direção da espessura da placa) da amostra de medição ortogonal à direção de laminação; e, em seguida, análise quantitativa imediata por um microanalisador de sonda de elétrons (EPMA) com a superfície polida espelhada como plano de medição, sendo as condições da medição de EPMA as seguintes: tensão de aceleração: 20 kV; corrente de irradiação: 0,5 μA; tempo acumulado: 0,15 seg; diâmetro do feixe: 15 μm; e faixa de medição: altura 3 mm x largura 25 mm x 20 amostras; em que o valor máximo de (0,04[Mn] + [P]) medido é considerado o valor de (0,04[Mn] + [P]).
2. Placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a rei-vindicação 1, caracterizada pelo fato de que a composição química contém, adicionalmente, em % em massa, um ou mais selecionados a partir do grupo que consiste em Cu: 0,01% a 2,0%, Ni: 0,01% a 5,0%, Mo: 0,01% a 3,0%, Nb: 0,001% a 0,100%, Ti: 0,001% a 0,050%, B: 0,0001% a 0,0100%, V: 0,001% a 1,00%, W: 0,01% a 1,5%, Ca: 0,0001% a 0,0200%, Mg: 0,0001% a 0,0200%, e REM: 0,0005% a 0,0500%.
3. Placa de aço resistente à abrasão, de acordo com a rei-vindicação 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que uma redução de área em um ensaio de tração após sujeição a tratamento de enfraquecimento por revenimento e tratamento de enfraquecimento por hidrogênio subsequente é 10% ou mais.
4. Método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 3, o mé- todo é caracterizado pelo fato de que compreende: submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo, para formar uma placa; aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; submeter a placa aquecida à laminação a quente na qual a laminação de redução com um fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais são desempenhadas três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente, em que o fator de formato de laminação (ld/hm) é definido pela expressão:
Figure img0011
em que ld é o comprimento projetado do arco de contato, hm é a espessura média da placa, R é o raio do rolo, hi é a espessura da placa no lado de entrada e h0 é a espessura da placa no lado de saída, em cada passagem do rolo; reaquecer a placa de aço laminada a quente a uma temperatura de têmpera de reaquecimento; e temperar a placa de aço laminada a quente reaquecida, em que a placa tem a composição química como definida na reivindicação 1 ou 2, no lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante de uma posição de solidificação final da placa, a temperatura de têmpera de reaquecimento é Ac3 a 1.050°C, e uma taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera é 1°C/s ou mais.
5. Método, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que compreende, adicionalmente, revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco em uma temperatura de revenimento de 100°C a 300°C.
6. Método para produzir a placa de aço resistente à abrasão, como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 3, o método é caracterizado pelo fato de que compreende: submeter o aço fundido ao lingotamento contínuo, para formar uma placa; aquecer a placa a 1.000°C a 1.300°C; submeter a placa aquecida à laminação a quente na qual a laminação de redução com um fator de formato de laminação de 0,7 ou mais e uma redução de laminação de 7% ou mais em uma temperatura de parte central de espessura de placa de 950°C ou mais são desempenhadas três vezes ou mais, para obter uma placa de aço laminada a quente, em que o fator de formato de laminação (ld/hm) é definido pela expressão:
Figure img0012
em que ld é o comprimento projetado do arco de contato, hm é a espessura média da placa, R é o raio do rolo, hi é a espessura da placa no lado de entrada e h0 é a espessura da placa no lado de saída, em cada passagem do rolo; e temperar diretamente a placa de aço laminada a quente, em que a placa tem a composição química como definida na reivindicação 1 ou 2, no lingotamento contínuo, a laminação de redução leve com um gradiente de redução de laminação de 0,4 mm/m ou mais é desempenhada duas vezes ou mais, a montante de uma posição de solidificação final da placa, em que uma temperatura de têmpera direta na têmpera direta é Ac3 ou mais, e uma taxa média de resfriamento a partir de 650°C a 300°C na têmpera direta é 1°C/s ou mais.
7. Método, de acordo com a reivindicação 6, caracterizado pelo fato de que compreende, adicionalmente, revenir a placa de aço laminada a quente arrefecida de modo brusco em uma temperatura de revenimento de 100°C a 300°C.
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