BR112014003519B1 - CHAPA DE AÇO COM Ni ADICIONADO E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA - Google Patents

Abstract

resumo patente de invenção: "chapa de aço com ni adicionado e método de produção da mesma". a presente invenção refere-se a uma chapa de aço com ni adicionado inclui, em % em massa, c: 0,04% a 0,10%, si: 0,02% a 0,12%, mn: 0,3% a 1,0%, ni: mais de 7,5% a 10,0%, al: 0,01% a 0,08%, t?o: 0,0001% a 0,0030%, p: limitado a 0.0100% ou menos, s: limitado a 0,0035% ou menos, n: limitado a 0,0070% ou menos, e o saldo consistindo de fe e as inevitáveis impurezas, na qual a razão de segregação de ni em uma área a 1/4 da espessura da chapa a partir da superfície na direção da espessura é 1,3 ou menos, a fração de austenita após o resfriamento profundo é 0,5 % ou mais, o índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo é 3,0 ou menos, e o diâmetro de círculo equivalente médio da austenita após o resfriamento profundo é 1 ?m ou menos.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA DE AÇO COM Ni ADICIONADO E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA.

Campo Técnico

A presente invenção se refere a uma chapa de aço com Ni adicionado que é excelente em desempenho de resistência à fratura (tenacidade, capacidade de interrupção, e característica de supressão de fratura instável descrita abaixo) de um metal base e de uma junta soldada de uma chapa de aço e a um método de produção da mesma.

Antecedentes da Técnica

Aços usados para tanque de gás natural liquefeito (LNG) precisam ter desempenho de resistência à fratura a uma temperatura extremamente baixa de aproximadamente -160°C. Por exemplo, o assim chamado aço com 9% de Ni que é usado para o interior de um tanque de LNG. O aço com 9% de Ni é um aço que contém, em % em massa, aproximadamente 8.5% a 9.5% de Ni, tem uma estrutura incluindo principalmente martensita temperada, e é excelente, particularmente, em tenacidade a baixa temperatura (por exemplo, energia absorvida do impacto de Charpy a -196°C). Com a demanda crescente por gás natural nos últimos anos, para satisfazer o aumento no tamanho do ranque de LNG, há a demanda por melhorias adicionais na resistência à fratura do tanque. Como desempenhos de resistência à fratura, foram descritas várias técnicas para melhorar a tenacidade do aço com 9% de NI. Por exemplo, os Documentos de Patente 1 a 3 descrevem técnicas nas quais a sensibilidade á fragilização na têmpera é reduzida por um tratamento térmico na região de duas fases de modo a melhorar a tenacidade. Em adição, os Documentos de Patente 4 a 6 descrevem técnicas nas quais Mo, que pode aumentar a resistência sem aumentar a sensibilidade à fragilização na têmpera, é adicionado de modo a melhorar significativamente a tenacidade. Entretanto, uma vez que os custos de produção aumentam nos métodos dos Documentos de Patente 1 a 6, é difícil usar os métodos a um baixo custo para o tanque de LNG que tenha uma forte demanda por desempenho de resistência à fratura. Enquanto isso chapas de aço tendo uma espessura de chapa de 4,5 mm a 80 mm são usadas como

2/50 chapas de aço com 9% de NI para os tanques de LNG. Entre elas, uma chapa de aço tendo uma espessura de 6 mm a 50 mm é principalmente usada.

Lista de Citações

Literatura de Patente [Documento de Patente 1] Japanese cation, First Publication n° H09-143557 [Documento de Patente 2] Japanese cation, First Publication n° H04-107219 [Documento de Patente 3] Japanese cation, First Publication n° S56-156715 [Documento de Patente 4] Japanese cation, First Publication n° 2002-129280 [Documento de Patente 5] Japanese cation, First Publication n° H04-371520 [Documento de Patente 6] Japanese cation, First Publication n° S61-133312

Sumário da Invenção

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Patent AppliPatent AppliPatent AppliPatent AppliPatent AppliPatent AppliProblema a ser Resolvido pela Invenção

Um objetivo da invenção é fornecer uma chapa de aço barata que seja significativamente excelente em desempenho de resistência à fratura a aproximadamente -160°C com um teor de Ni de ap roximadamente 9% e um método de produção da mesma.

Meios para Resolver os Problemas

A presente invenção fornece uma chapa de aço que é significativamente excelente em desempenho de resistência à fratura a aproximadamente -160°C com um teor de NI de aproximadamente 9% e um método de produção da mesma. Um aspecto da invenção é como segue.

(1) Uma chapa de aço com Ni adicionado conforme um aspecto da invenção inclui, em % em massa, C: 0,04% a 0,10%, Si: 0,02% a 0,12%, Mn: 0,3% a 1,0%, Ni: mais que 7,5% a 10,0%, Al: 0,01% a 0,08%, T-O: 0,0001% a 0,0030%, P: limitado a 0,0100% ou menos, S: limitado a 0,0035% ou menos, N: limitado a 0,0070% ou menos, e o saldo consistindo de Fe e

3/50 as inevitáveis impurezas, no qual a razão de segregação de Ni em uma área de 1/4 da espessura da chapa na direção da espessura é 1,3 ou menos, a fração de austenita após o resfriamento profundo é 0,5 ou mais, o índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo é 3,0 ou menos, e o diâmetro do círculo equivalente da austenita após o resfriamento profundo é 1 pm ou menos.

(2) A chapa de aço com Ni adicionado conforme o item (1) acima pode também incluir, em % em massa, pelo menos um entre Cr: 1,5% ou menos, Mo: 0,4% ou menos, Cu: 1,0% ou menos, Nb: 0,05% ou menos, Ti: 0,05% ou menos, V: 0,05% ou menos, B: 0,05% ou menos, Ca: 0,0040% ou menos, Mg: 0,0040% ou menos, e REM: 0,0040% ou menos.

(3) Na chapa de aço com NI adicionado conforme o item (1) ou (2) acima, a espessura da chapa pode ser 4,5 mm a 80 mm.

(4) Um método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado conforme um aspecto da invenção inclui executar um primeiro tratamento termomecânico em relação ao aço incluindo, em % em massa, C: 0,04% a 0,10%, Si: 0,02% a 0,12%, Mn: 0,3% a 1,0%, Ni: mais que 7,5% a 10,0%, Al: 0,01% a 0,08%, T-O: 0,0001% a 0,0030%, P: limitado a 0,0100% ou menos, S: limitado a 0,0035% ou menos, N: limitado a 0,0070% ou menos, e o saldo consistindo de Fe e as inevitáveis impurezas, no qual o aço é mantido a uma temperatura de aquecimento de 1240°C ou mais e 1380°C ou menos por 8 horas ou mais e 50 horas ou menos e posteriormente é resfriada por um resfriamento a ar até 300°C ou menos; executar um segundo tratamento termomecânico em relação ao aço, no qual o aço é aquecido até 900°C ou mais e 1270°C ou menos, é submetido a uma laminação a quente a uma razão de redução da laminação de 2,0 ou mais e 40 ou menos enquanto a temperatura em um passe antes do passe final é controlada para 660°C ou mais e 900°C ou menos e posteriormente é r esfriada imediatamente; e executar um terceiro tratamento termomecânico em relação ao aço, no qual o aço é aquecido até 500°C ou menos e posterio rmente é resfriado.

(5) O método de produção da chapa de aço com Ni adicionado conforme o item (4) acima, o aço pode também incluir, em % em massa, pe

4/50 lo menos um elemento entre Cr: 1,5% ou menos, Mo: 0,4% ou menos, Cu: 1,0% ou menos, Nb: 0,05% ou menos, Ti: 0,05% ou menos, V: 0,05% ou menos, B: 0,05% ou menos, Ca: 0,0040% ou menos, Mg: 0,0040% ou menos, e REM: 0,0040% ou menos, (6) No método de produção de chapa de aço com Ni adicionado conforme o item (4) ou (5) acima, no primeiro tratamento termomecânico, antes do resfriamento a ar, o aço pode ser submetido a uma laminação a quente a uma razão de redução de 1,2 ou mais e 4,0 ou menos enquanto a temperatura em um passe antes do passe final é controlada para 800°C ou mais e 1200°C ou menos.

(7) No método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado conforme o item (4) ou (5) acima, no segundo tratamento termomecânico o aço pode ser resfriado imediatamente após a laminação a quente e pode ser reaquecido até 780°C ou mais e 900°C ou me nos.

(8) No método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado conforme o item (4) ou (5) acima, no primeiro tratamento termomecânico, antes do resfriamento a ar, o aço pode ser submetido à laminação a quente à razão de redução de 1,2 ou mais e 40 ou menos enquanto a temperatura em um passe antes do passe final é controlada para 800°C ou mais e 1200°C ou menos, e no segundo tratamento termomecânico o aço pode ser resfriado imediatamente após a laminação a quente e pode ser reaquecido até 780°C ou mais e 900°C ou menos.

Efeitos da Invenção

De acordo com a presente invenção, é possível melhorar a tenacidade, a capacidade de interrupção, e a característica de supressão de fratura instável do aço com Ni incluído, incluindo aproximadamente 9% de Ni, sem um aumento significativo de custo. Isto é, a presente invenção pode fornecer de forma barata uma chapa de aço equipada com desempenho de resistência à fratura de alto nível e um método para produção da mesma, e que tem alto valor industrial.

Breve Descrição dos Desenhos

A FIG. 1 é um gráfico mostrando a relação entre a capacidade

5/50 de interrupção de uma junta soldada e a razão de segregação do Ni.

A FIG. 2 é um gráfico mostrando a relação entre a capacidade de interrupção de um metal base e do índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo.

A FIG. 3 é um gráfico mostrando a relação entre a tenacidade de um metal base e a fração de austenita após o resfriamento profundo.

A FIG. 4 é um fluxograma ilustrando um método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado conforme as respectivas configurações da invenção.

A FIG. 5 é uma vista esquemática parcial exemplificando uma superfície fraturada de uma área testada após um teste ESSO dúplex.

Descrição das Configurações

Os presentes inventores descobriram que três tipos de desempenhos de resistência à fratura são importantes como características (características de um metal base e de uma junta soldada) necessárias para uma chapa de aço usada para uma estrutura soldada tal como um tanque para LNG. Doravante, como desempenho de resistência à fração da invenção, uma característica que evite a ocorrência de fratura frágil (ruptura) é definida como sendo tenacidade, uma característica que interrompa a propagação de fraturas frágeis (ruptura) é definida como capacidade de interrupção, e uma característica que suprima a fratura instável (fratura do tipo que inclui a fratura dúctil) na vizinhança de onde a propagação da fratura foi interrompida é definida como sendo a característica de supressão de fratura instável. Os três tipos de desempenho de resistência à fratura são avaliados tanto para o metal base quanto para a junta soldada da chapa de aço.

A invenção será descrita agora em detalhes.

Inicialmente será descrita uma característica que resultou na invenção. Os inventores estudaram a fundo métodos de melhoria da desempenho de resistência à fratura, particularmente a capacidade de interrupção a aproximadamente -160°C para o mesmo nível que um aço que tenha sofrido um tratamento térmico na região de duas fases a uma alta temperatura sem executar um tratamento térmico na região de duas fases a ala tempera

6/50 tura em um aço com 9% de Ni (aço incluindo mais de 7,5% a 10,0% de Ni).

Como resultado dos estudos, tornou-se evidente que a irregularidade dos elementos de ligação em uma chapa de aço tem grande influência na capacidade de interrupção de um metal base e de uma junta soldada. Em um caso em que a irregularidade dos elementos de ligação é excessiva, no material base de aço, a distribuição de austenita retida se torna irregular, e a desempenho que interrompe a propagação de fratura frágil (capacidade de interrupção) degrada. Na junta soldada do aço, é formada martensita dura em um estado em que a martensita está concentrada em forma de ilha em alguma das áreas aquecidas até a temperatura da região de duas fases devido às influências térmicas da soldagem, e a desempenho que interrompe a propagação da fratura frágil (capacidade de interrupção) degrada significativamente.

Em geral, em um caso em que as características de fratura são afetadas pela irregularidade dos elementos de ligação, a segregação central na vizinhança de uma área central da chapa de aço na direção da espessura da chapa de aço (direção da profundidade) se torna um problema. Isto é porque a área de segregação central frágil em um material e a área central da espessura da chapa onde a triaxialidade de estresse (estado de estresse) aumenta dinamicamente se sobrepõem de modo a provocar preferencialmente fratura frágil. Entretanto, no aço com 9% de Ni, uma liga austenítica é usada como material de soldagem na maioria dos casos. Nesse caso, uma vez que é usada a forma da junta soldada na qual a liga austenítica que não fratura fragilmente é apresentada em uma grande fração na área central da espessura da chapa, há pouca possibilidade de fratura frágil provocada pela segregação central.

Portanto, os inventores estudaram a relação entre a micro segregação e a desempenho de fratura contra a fratura frágil (capacidade de interrupção). Como resultado, os inventores obtiveram conhecimentos extremamente importantes de que a micro segregação ocorre através de toda a espessura da chapa de aço, e assim tem uma grande influência em uma desempenho que interrompe a propagação da fratura frágil (capacidade de

7/50 interrupção) através das mudanças estruturais do metal base e da área afetada pelo calor da soldagem. A micro segregação é um fenômeno que uma área enriquecida com liga é formada no aço fundido residual entre braços secundários de dendrito na solidificação, e a área enriquecida com liga é estendida através da laminação. Os inventores tiveram sucesso em melhorar significativamente a capacidade de interrupção de um metal base e da junta soldada pela execução de tratamentos termomecânicos várias vezes sob condições predeterminadas.

As condições específicas serão descritas abaixo.

Doravante serão especificadas as faixas dos elementos de ligação. Entretanto, doravante, “%” indica “% em massa”.

Uma vez que C é um elemento essencial para garantir a resistência, o teor de C é ajustado para 0,04% ou mais. Entretanto, quando o teor de C aumenta, a tenacidade e a capacidade de soldagem de um metal base degradam devido à formação de precipitados brutos, e portanto o limite superior do teor de C é ajustado para 0,10%. Isto é o teor de C é limitado a 0,04% a 0,10%. Enquanto isso, para melhorar a resistência, o limite inferior do teor de C pode ser limitado a 0,05% ou 0,06%. Para melhorar a tenacidade e a capacidade de soldagem do metal base, o limite superior do teor de C pode ser limitado a 0,09%, 0,08% ou 0,07%.

O teor de Si é importante na invenção. Quando o teor de Si é reduzido a 0,12% ou menos, a sensibilidade à fragilização na têmpera degrada, e a tenacidade e a capacidade de interrupção do metal base melhoram. Portanto, o limite superior do teor de Si é ajustado para 012%. Por outro lado, quando o teor de Si é ajustado para menos de 0,02%, as cargas de refino aumentam significativamente. Portanto, o teor de Si é limitado a 0,02% a 0,12%. Enquanto isso, quando o teor de Si é ajustado para 0,10% ou menos ou 0,08% ou menos, a tenacidade e a capacidade de interrupção de um metal base também melhoram, e portanto o limite superior do teor de Si é preferivelmente ajustado para 0,10% ou menos ou 0,08% ou menos.

TO é inevitavelmente incluído no aço, e o seu teor é importante na invenção. Quando o teor de TO é reduzido para 0,0030% ou menos, é

8/50 possível melhorar significativamente a tenacidade e a capacidade de interrupção de um metal base e a tenacidade de uma junta soldada. Portanto o teor de TO é limitado a 0,0030% ou menos. Por outro lado, quando o teor de TO é menor que 0,0001%, as cargas de refino são extremamente altas, e assim a produtividade degrada. Portanto, o teor de TO é limitado a 0,0001% a 0,0030%. Enquanto isso, quando o teor de TO é ajustado para 0,0025% ou 0,0015%, a tenacidade de um metal base melhora significativamente, e portanto o limite superior do teor de TO é preferivelmente ajustado para 0,0025% ou menos ou 0,0015% ou menos. Enquanto isso, o teor de TO é o total de oxigênio dissolvido no aço fundido e oxigênio nos produtos desoxidados suspensos no aço fundido. Isto é, o teor de TO é o total de oxigênio que forma uma solução sólida no aço e oxigênio nos óxidos dispersos no aço.

Mn é um elemento eficaz para aumentar a resistência. Portanto, o teor de Mn que é necessário no aço é 0,3% ou mais no mínimo. Inversamente, quando o teor de Mn que é incluído no aço é de mais de 1,0%, a sensibilidade à fragilização na têmpera aumenta, e assim a desempenho de resistência à fratura degrada. Portanto, o teor de Mn é limitado a 0,3% a 1,0%. Enquanto isso, para suprimir a sensibilidade à fragilização na têmpera pela redução do teor de Mn, o limite superior do teor de Mn pode ser limitado a 0,95%, 0,9% ou 0,85%. Em um caso em que uma maior resistência precise ser garantida, o limite inferior do teor de Mn pode ser limitado a 0,4%, 0,5%, 0,6% ou 0,7%.

P é um elemento que está inevitavelmente incluído no aço, e degrada a desempenho de resistência à fratura de um metal base. Quando o teor de P é menor que 0,0010%, a produtividade degrada significativamente devido ao aumento das cargas de refino, e portanto não é necessário diminuir o teor de fósforo para 0,0010% ou menos. Entretanto, uma vez que os efeitos da invenção podem ser apresentados mesmo quando o teor de P é 0,0010% ou menos, não é particularmente necessário limitar o limite inferior do teor de P, e assim o limite inferior do teor de P é 0%. Quando o teor de P excede 0,0100%, o desempenho de resistência à fratura do metal base de

9/50 grada devido à aceleração da fragilização na têmpera. Portanto, o teor de P é limitado a 0,0100% ou menos.

S é um elemento que está inevitavelmente incluído no aço, e degrada o desempenho de resistência à fratura de um metal base. Quando o teor de S é menor que 0,0001%, a produtividade degrada significativamente devido ao aumento nas cargas de refino, e, portanto, não é necessário diminuir o teor de enxofre para menos de 0,0001%. Entretanto, uma vez que os efeitos da invenção podem ser apresentados mesmo quando o teor de S é menor que 0,0001%, não é particularmente necessário limitar o limite inferior do teor de S, e assim o limite inferior do teor de S é 0%. Quando o teor de S excede 0,0035%, a tenacidade de um metal base degrada. Portanto, o teor de S é limitado a 0,0035% ou menos.

Ni é um elemento eficaz para melhorar o desempenho de resistência à fratura de um metal base e de uma junta soldada. Quando o teor de Ni é 7,5% ou menos, o aumento do desempenho de resistência à fratura devido à estabilização de Ni soluto e de austenita retida não é suficiente, e quando o teor de Ni excede 10,0%, o custo de produção aumenta. Portanto, o teor de Ni é limitado a mais de 7,5% a 10,0%. Enquanto isso para também aumentar o desempenho de resistência à fratura, o limite inferior do teor de Ni pode ser limitado a 7,7%, 8,0% ou 8,5%. Em adição, para diminuir os custos de ligação, o limite superior do teor de Ni pode ser limitado a 9,8% ou 9,5%.

Al é um elemento eficaz como desoxidante. Uma vez que a desoxidação não é suficiente quando menos de 0,01% de Al estão incluídos no aço, a tenacidade do metal base degrada. Quando mais de 0,08% de Al estão incluídos no aço, a tenacidade da junta soldada degrada. Portanto, o teor de Al é limitado a 0,01% a 0,08%. Para executar com segurança a desoxidação, o limite inferior do teor de Al pode ser limitado a 0,015%, 0,02%, ou 0,025%. Para melhorar a tenacidade de uma junta soldada, o limite superior do teor de Al pode ser limitado a 0,06%, 0,05% ou 0,04%.

N é um elemento que está inevitavelmente incluído no aço, e degrada a desempenho de resistência à fratura de um metal base e de uma

10/50 junta soldada. Quando o teor de N é menor que 0,0001%, a produtividade degrada significativamente devido ao aumento nas cargas de refino, e portanto não é necessário executar a remoção do nitrogênio para menos de 0,0001%. Entretanto, uma vez que os efeitos da invenção podem ser apresentados mesmo quando o teor de N é menor que 0,0001%, não é particularmente necessário limitar o limite inferior do teor de N, e assim o limite inferior do teor de N é 0%. Quando o teor de N excede 0,0070%, a tenacidade do metal base e a tenacidade da junta soldada degradam. Portanto, o teor de N é limitado a 0,0070% ou menos. Para melhorar a tenacidade, o limite superior do teor de N pode ser limitado a 0,0060%, 0,0050%, ou 0,0045%.

Enquanto isso, a composição química que inclui os componentes químicos básicos acima (elementos básicos) com o saldo consistindo de Fe e as inevitáveis impurezas é a composição básica da invenção. Entretanto, na invenção, os elementos a seguir (elementos opcionais) podem também ser opcionalmente incluídos em adição à composição básica (em lugar de parte do Fe no saldo). Enquanto isso, os efeitos na presente configuração não são prejudicados mesmo quando os elementos selecionados estão inevitavelmente incorporados no aço.

Cr é um elemento eficaz para aumentar a resistência, e pode ser adicionado opcionalmente. Portanto, 0,01% ou mais de Cr é preferivelmente incluído no aço. Ao contrário, quando mais de 1,5% de Cr são incluídos no aço, a tenacidade da junta soldada degrada. Portanto, quando Cr é adicionado, o teor de Cr é preferivelmente limitado a 0,01% a 1,5%. Para melhorar a tenacidade de uma junta soldada, o limite superior do teor de Cr pode ser limitado a 1,3%, 1,0%, 0,9% ou 0,8%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de Cr não é desejável, e assim o limite inferior de Cr é 0%.

Mo é um elemento eficaz para aumentar a resistência sem aumentar a sensibilidade à fragilização na têmpera, e pode ser opcionalmente adicionado. Quando o teor de Mo é menor que 0,01%, o efeito de aumentar a resistência é pequeno, e quando o teor de Mo excede 0,4%, os custos de produção aumentam enquanto degrada a tenacidade de uma junta soldada.

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Portanto, quando Mo é adicionado, o teor de Mo é preferivelmente limitado em 0,01% a 0,4%. Para melhorar a tenacidade de uma junta soldada, o limite superior do teor de Mo pode ser limitado a 0,35%, 0,3% ou 0,25%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de Mo não é desejável, e assim o limite inferior de Mo é 0%.

Cu é um elemento eficaz para melhorar a resistência, e pode ser opcionalmente adicionado. O efeito de melhorar a resistência de um metal base é pequeno quando menos de 0,01% de Cu está incluído no aço. Quando mais de 1,0% de Cu está incluído no aço, a tenacidade de uma junta soldada degrada. Portanto, quando Cu é adicionado, o teor de Cu é preferivelmente limitado a 0,01% a 1,0%. Para melhorar a tenacidade de uma junta soldada, o limite superior do teor de Cu pode ser limitado a 0,5%, 0,3%, 0.1%, ou 0,05%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de Cu não é desejável, e assim o limite inferior de Cu é 0%.

Nb é um elemento eficaz para melhorar a resistência, e pode ser adicionado opcionalmente. O efeito de melhorar a resistência de um metal base é pequeno quando menos de 0,001% de Nb é incluído no aço. Quando mais de 0,05% de Nb são incluídos no aço, a tenacidade de uma junta soldada degrada. Portanto, quando Nb é adicionado, o teor de Nb é preferivelmente limitado a 0,001% a 0,05%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de Nb não é desejável, e assim o limite inferior de Nb é 0%.

Ti é um elemento eficaz para melhorar a tenacidade de um metal base, e pode ser adicionado opcionalmente. O efeito de melhorar a tenacidade do metal base é pequeno quando menos de 0,001% de Ti é incluído no aço. Em um caso em que Ti é adicionado, quando mais de 0,05% de Ti estão incluídos no aço, a tenacidade da junta soldada degrada. Portanto o teor de Ti é preferivelmente limitado a 0,001% a 0,005%. Para melhorar a tenacidade de uma junta soldada, o limite superior do teor de Ti pode ser limitado a 0,03%, 0,02%, 0,01%, ou 0,005%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de Ti não é desejável, e assim o limite inferior de Ti é 0%.

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V é um elemento eficaz para melhorar a resistência do metal base, e pode ser adicionado opcionalmente. O efeito de melhorar a resistência do metal base é pequeno quando menos de 0,001% de V está incluído no aço. Quando mais de 0,05% de V estão incluídos no aço, a tenacidade da junta soldada degrada. Portanto, quando V é adicionado, o teor de V é preferivelmente limitado a 0,001% a 0,05%. Para melhorar a tenacidade de uma junta soldada, o limite superior do teor de V pode ser limitado a 0,03%, 0,02%, ou 0,01%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de V não é desejável, e assim o limite inferior de V é 0%.

B é um elemento eficaz para melhorar a resistência de um metal base, e pode ser opcionalmente adicionado. O efeito de melhorar a resistência de um metal base é pequeno quando menos de 0,0002% de B estão incluídos no aço. Quando mais de 0,05% de B estão incluídos no aço, a tenacidade de um metal base degrada. Therefore, when B is added, the B content is preferably limited to 0.0002% to 0.05%. Para melhorar a tenacidade de um metal base, o limite superior do teor de B pode ser limitado a 0,03%, 0,01%, 0,003%, ou 0,002%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de B não é desejável, e assim o limite inferior de B é 0%.

Ca é um elemento eficaz para evitar o entupimento de um bocal, e pode ser adicionado opcionalmente. O efeito de evitar o entupimento do bocal é pequeno quando menos de 0,0003% de Ca estão incluídos no aço. Quando mais de 0,0040% de Ca estão incluídos no aço, a tenacidade do metal base degrada. Portanto, quando Ca é adicionado, o teor de Ca é preferivelmente limitado a 0,0003% a 0,0040%. Para evitar a degradação da tenacidade de um metal base, o limite superior do teor de Ca pode ser limitado a 0,0030%, 0,0020%, ou 0,0010%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de Ca não é desejável, e assim o limite inferior de Ca é 0%.

Mg é um elemento eficaz para melhorar a tenacidade, e pode ser adicionado opcionalmente. O efeito de melhorar a resistência de um metal base é pequeno quando menos de 0,0003% de Mg está incluído no aço.

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Quando mais de 0,0040% de Mg estão incluídos no aço, a tenacidade de um metal base degrada. Portanto, quando Mg é adicionado, o teor de Mg é preferivelmente limitado a 0,0003% a 0,0040%. Para evitar a degradação da tenacidade de um metal base, o limite superior do teor de Mg pode ser limitado a 0,0030%, 0,0020%, ou 0,0010%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de Mg não é desejável, e assim o limite inferior do teor de Mg é 0%.

REM (metal terra rara: pelo menos um elemento selecionado entre 17 elementos de Sc, Y e a série lantanóide) são elementos eficazes para evitar o entupimento de um bocal, e podem ser opcionalmente adicionados. O efeito de evitar o entupimento do bocal é pequeno quando menos de 0,0003% de REM estão incluídos no aço. Quando mais de 0,0040% de REM são incluídos no aço, a tenacidade de um metal base degrada. Portanto, quando REM é adicionado, o teor de REM é preferivelmente limitado a 0,0003% a 0,0040%. Para evitar a degradação da tenacidade de um metal base, o limite superior do teor de REM pode ser limitado a 0,0030%, 0,0020%, ou 0,0010%. Enquanto isso, para reduzir os custos de ligação, a adição intencional de REM não é desejável, e assim o limite inferior de REM é 0%.

Enquanto isso, elementos que podem ser incorporados, que são como impurezas inevitáveis em matérias primas que incluem a liga aditiva a ser usada e são impurezas inevitáveis que são eluídas de materiais resistentes ao calor tais como materiais do forno durante a fusão, podem ser incluídos no aço a menos de 0,002%. Por exemplo, Zn, Sn, Sb, e Zr que podem ser incorporados durante a fusão do aço podem estar incluídos no aço a menos de 0,002% respectivamente (uma vez que Zn, Sn, Sb, e Zr são impurezas inevitáveis incorporadas conforme as condições de fusão do aço, o teor pode ser 0%). Os efeitos da invenção não são prejudicados mesmo quando os elementos acima são incluídos no aço a menos de 0,002% respectivamente.

Conforme descrito acima, a chapa de aço com Ni adicionado conforme a invenção tem uma composição química que inclui os elementos

14/50 básicos acima com o saldo consistindo de Fe e as inevitáveis impurezas, ou uma composição química incluindo os elementos básicos acima e pelo menos um elemento selecionado entre os elementos selecionados acima com o saldo consistindo de Fe e as inevitáveis impurezas.

Na invenção, conforme descrito acima, a distribuição uniforme de elementos dissolvidos no aço é extremamente importante. Especificamente, a redução da micro segregação associada de elementos dissolvidos tais como Ni é eficaz para a melhoria da capacidade de interrupção de um metal base e de uma junta soldada. A micro segregação associada se refere a uma forma associada (área associada) onde uma área em que elementos dissolvidos concentrados no aço fundido residual entre braços de dendrite no momento da solidificação são estendidos em paralelo na direção de laminação através da laminação a quente. Isto é, na micro segregação associada (segregação associada), uma área em que os elementos dissolvidos estão concentrados e uma área onde os elementos dissolvidos não estão concentrados são formadas alternativamente em uma forma de tira a intervalos de, por exemplo, 1 pm a 100 pm. Diferentemente da segregação central que é formada na área central de uma placa, em geral (por exemplo, à temperatura ambiente), a micro segregação associada não age como a causa principal da diminuição na tenacidade. Entretanto, em aços que são usados a ma temperatura extremamente baixa de -160°C, a segregação associada tem uma influência extremamente grande. Quando elementos dissolvidos tais como Ni, Mn, e P estão irregularmente presentes no aço devido à segregação associada, a estabilidade da austenita retida gerada durante o tratamento termomecânico varia significativamente dependendo dos locais (localização no aço). Portanto, em um metal base, o desempenho que interrompe a propagação da fratura frágil (capacidade de interrupção) degrada significativamente. Em adição, no caso de uma junta soldada, quando áreas associadas onde elementos dissolvidos tais como Ni, Mn, e P estão concentrados são afetadas pelo calor da soldagem, são geradas ilhas de martensita acumuladas ao longo da área associada. Uma vez que as ilhas de martensita provocar baixa fratura de estresse, a capacidade de interrupção das juntas

15/50 soldadas degrada.

Os inventores inicialmente investigaram a relação entre as razões de segregação de Ni e a capacidade de interrupção de uma junta soldada. Como resultado, foi descoberto que, quando a razão de segregação de Ni a uma posição de 1/4 da espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço na direção central (profundidade) da espessura da chapa de aço (doravante referida como área 1/4t) é 1,3 ou menos, a capacidade de interrupção de uma junta soldada é excelente. Portanto, a razão de segregação de Ni na área 1/4t é limitada a 1,3 ou menos. Enquanto isso, quando a razão de segregação de Ni na área 1/4t é 1,15 ou menos, a capacidade de interrupção de uma junta soldada é superior, e portanto a razão de segregação de Ni é preferivelmente ajustada para 1,15 ou menos.

A razão de segregação de Ni na área pode ser medida por micro análise de prova eletrônica (EPMA). Isto é, os teores de Ni são medidos por EPMA a intervalos de 2 qm através do comprimento de 2 mm na direção da espessura da chapa centrada em um local que está a 1/4 da espessura da chapa a partir da espessura da chapa de aço (superfície da chapa) na direção da espessura da chapa (direção do centro da espessura da chapa, direção da profundidade). Entre 1000 dados de medição de teores de Ni, os 10 dados de medição de teores de Ni em ordem decrescente e os 10 dados de medição de teores de Ni em ordem ascendente são excluídos dos dados de avaliação como valores anormais. A média dos dados remanescentes em 980 locais é definido ser o valor médio do teor de Ni. Entre os dados em 980 locais, e média dos 20 dados do mais alto teor de Ni é definida como sendo o valor máximo do teor de Ni. O valor que é o valor máximo do teor de Ni dividido pelo valor médio do teor de Ni é definido como sendo a razão de segregação de Ni na área 1/4t. O valor limite inferior da razão de segregação de Ni estatisticamente se torna 1,0. Portanto, o valor limite inferior da razão de segregação de Ni pode ser 1,0. Enquanto isso, na invenção, quando o resultado (valor CTOD õc) do teste de deslocamento de uma abertura de ponta de fratura (CTOD) de uma junta soldada a -165°C é 0,3 mm ou mais, a tenacidade da junta soldada é avaliada como sendo excelente. Em adição,

16/50 em um teste ESSO duplex de uma junta soldada que é executado sob as condições de temperatura de teste de -165°C e estresse de carga de 392 MPa, quando da distância de entrada da fratura frágil em uma chapa de teste é duas vezes ou menos a espessura da chapa, a capacidade de interrupção da junta soldada é avaliada como sendo excelente. Em contraste, quando a fratura frágil para no meio da chapa de teste, mas a distância da entrada da fratura frágil na chapa de teste é duas vezes ou mais que a espessura da chapa e quando a fratura frágil penetra na chapa de teste, a capacidade de interrupção da unta soldada é avaliada como sendo pobre.

A FIG. 1 mostra a relação entre a razão de segregação de Ni e a taxa da distância de entrada da fratura na espessura da chapa (valores medidos do teste ESSO dúplex sob as condições acima). Como mostrado na FIG. 1, quando a razão de segregação de Ni é 1,3 ou menos, a distância de entrada da fratura se torna duas vezes ou menos a espessura da chapa e assim a capacidade de interrupção da junta soldada é excelente. A junta soldada usada no teste ESSO duplex da FIG. 1 é produzida sob as condições a seguir usando-se soldagem de arco metálico de blindagem (SMAW). Isto é, a SMAW é executada pela soldagem vertical sob as condições de entrada de calor de 3,0 kJ/cm a 4,0 kJ/cm e uma temperatura de pré aquecimento e uma temperatura entre camadas de 100°C ou menos. Enquanto isso, um bocal é localizado em uma ligação de soldagem.

A seguir, os inventores investigaram a relação entre a austenita retida após o resfriamento profundo e a capacidade de interrupção de um metal base. Isto é, os inventores definem a razão da fração máxima de área para a fração mínima de área da austenita retida após o resfriamento profundo como um índice de irregularidade da austenita após or esfriamento profundo (doravante algumas vezes também referido como índice de irregularidade), e investigaram a relação entre o índice e a capacidade de interrupção de um metal base. Como resultado do teste ESSO dúplex de um metal base, é obtida a relação entre a capacidade de interrupção de um metal base e o índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo como mostrado na FIG. 2. Como mostrado na FIG. 2, foi descoberto que,

17/50 quando o índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo excede 3, a capacidade de interrupção do metal base degrada (a distância de entrada da fratura frágil na chapa de teste se toma duas vezes ou mais que a espessura da chapa). Portanto, na invenção, o índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo é 3,0 ou menos. O limite inferior do índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo é estatisticamente 1. Portanto ,o índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo na invenção pode ser 1,0 ou mais. Enquanto isso, a fração máxima de área e a fração mínima de área de austenita podem ser avaliadas a partir do padrão de elétrons retroespalhados (EBSP) de uma amostra que é resfriada profundamente em nitrogênio líquido. Especificamente, a fração de área da austenita é avaliada mapeando-se o EBSP em uma área de 5 μηι x 5 μητ A fração de área é continuamente avaliada em um total de 40 campos centrados em um local que é a área 1/4t da chapa de aço na direção da espessura da chapa. Entre os dados em todos os 40 campos, a média dos 5 dados com as maiores frações de área da austenita é definida ser a fração máxima de área, e a média dos 5 dados com as menores frações de área da austenita é definida ser a fração mínima de área. Além disso, um valor obtido dividindo-se a fração máxima de área acima pela fração mínima de área acima é definido ser o índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo. Enquanto isso, uma vez que não é possível investigar a micro irregularidade da austenita pela difração de raio-x descrita abaixo, é usado o EBSP.

A quantidade absoluta de austenita retida também é importante. A FIG. 3 mostra a relação entre a tenacidade (valor CTOD) de um metal base, que é obtido pelo teste CTOD, e a fração de austenita após o resfriamento profundo. Conforme ilustrado na FIG. 3 como um exemplo, quando a fração da austenita retida após o resfriamento profundo (doravante algumas vezes referida como a fração de austenita) está abaixo de 0,5% da fração de toda a estrutura, a tenacidade e a capacidade de interrupção de um metal base degradam significativamente. Portanto, a fração de austenita após o resfriamento profundo é 0,5% ou mais. Em adição, quando a fração da aus

18/50 tenita retida após o resfriamento profundo aumenta significativamente, a austenita se torna instável sob deformação plástica e, ao contrário, a tenacidade e a capacidade de interrupção de um metal base degradam. Portanto, a fração de austenita após o resfriamento profundo é preferivelmente 0,5 a 20%. Enquanto isso, a fração da austenita retida após o resfriamento profundo pode ser medida pelo resfriamento profundo de uma amostra tomada de uma área 1/4t de uma chapa de aço em nitrogênio líquido por 1 hora, e então executando a difração de raio-x na amostra à temperatura ambiente. Enquanto isso, na presente invenção, o tratamento em que uma amostra é submersa em nitrogênio líquido e mantida por pelo menos 1 hora é referido como tratamento de resfriamento profundo.

É também extremamente importante q1ue a austenita retida seja fina. Mesmo quando a fração da austenita retida após o resfriamento profundo é 0,5% a 20%, e o índice de irregularidade é 1,0 a 3,0 , se a austenita retida for bruta, a fratura instável é passível de ocorrer na junta soldada. Quando a fratura uma vez interrompida se propaga novamente por toda a seção transversal na direção da espessura da chapa devido a uma fratura instável, o metal base é incluído em alguns dos caminhos de propagação da fratura. Portanto, quando a estabilidade da austenita no metal base diminui, uma fratura instável se torna passível de ocorrer. Isto é, quando a austenita retida se torna bruta, o teor de C incluído na austenita retida diminui e, portanto, a estabilidade da austenita retida degrada. Quando a média do diâmetro de círculo equivalente (diâmetro de círculo equivalente médio) da austenita retida após o resfriamento profundo é 1 gm ou mais, uma fratura instável se torna passível de ocorrer. Portanto, para obter uma característica de supressão de fratura instável suficiente, o diâmetro de círculo equivalente médio da austenita retida após o resfriamento profundo é limitado a 1 gm ou menos. Enquanto isso, uma fratura instável (fratura dúctil instável) é um fenômeno em que a fratura frágil ocorre, se propaga, e então pára, e então a fratura se propaga novamente. As formas da fratura instável incluem um caso em que toda a superfície fraturada é uma superfície fraturada dúctil, e um caso em que as superfícies na vizinhança de ambas as extremidades (am

19/50 bas as superfícies da espessura da chapa na superfície fraturada são superfícies fraturadas dúcteis, e a superfície na vizinhança da área central da espessura da chapa na superfície fraturada é uma superfície fraturada frágil. Enquanto isso, o diâmetro de círculo equivalente médio da austenita após o resfriamento profundo pode ser obtido, por exemplo, observando-se imagens de campo escuro em 20 locais usando-se um microscópio de transmissão eletrônica a uma ampliação de 10000 vezes, e quantificando-se o diâmetro de círculo equivalente médio. O limite inferior do diâmetro de círculo equivalente médio da austenita após o resfriamento profundo pode ser, por exemplo, 1 nm.

Portanto, a chapa de aço da invenção é excelente em desempenho de resistência à fratura a aproximadamente -160°C, e pode ser usada para estruturas soldadas comuns tais como navios, pontes, construções, estruturas em alto mar, vasos de pressão, tanques e oleodutos. Particularmente, a chapa de aço da invenção é eficaz quando a chapa de aço é usada como um tanque de LNG que demanda desempenho de resistência à fratura a uma temperatura extremamente baixa de aproximadamente -160°C.

A seguir, será descrito o método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado da invenção. Em uma primeira configuração do método de produção, uma chapa de aço é produzida através de um processo de produção que inclui um primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada), um segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado), e um terceiro tratamento termomecânico (tratamento na região de duas fases a baixa temperatura). Além disso, conforme descrito em uma segunda configuração do método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado da invenção, no primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada), a laminação a quente pode ser executada após um tratamento térmico (aquecimento) descrito abaixo. Adicionalmente, conforme descrito em uma terceira configuração do método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado da invenção, no segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado), o tra

20/50 tamento de reaquecimento pode ser executado antes do resfriamento controlado conforme descrito abaixo. Aqui, um processo em que tratamentos tais como laminação a quente e resfriamento controlado são combinados opcionalmente em relação ao tratamento térmico a uma alta temperatura, que é um tratamento básico conforme a necessidade é definido como sendo o tratamento termomecânico. Em adição, uma barra (aço) dentro da faixa dos elementos de ligação acima (os componentes do aço acima) é usada no primeiro tratamento termomecânico.

Doravante será descrita a primeira configuração do método de produção de uma chapa de aço com N I adicionado da invenção.

(Primeira configuração)

Inicialmente será descrito o primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada). O tratamento termomecânico pode reduzir a razão de segregação dos elementos dissolvidos e dispersar uniformemente a austenita retida estável no aço mesmo após o resfriamento profundo de modo a aumentar a capacidade de interrupção de um metal base e de uma junta soldada. No primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada), um tratamento térmico é executado a alta temperatura por um longo período de tempo. Os inventores investigaram a influência de uma combinação de temperatura de aquecimento e tempo de retenção do primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) na razão de segregação do Ni e no índice de irregularidade da austenita. Como resultado, foi descoberto que, para se obter uma chapa de aço tendo uma razão de segregação de Ni na área 1/4t de 1,3 ou menos e um índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo de 3 ou menos, é necessário manter a placa por 8 horas ou mais a uma temperatura de aquecimento de 1250°C ou mais. Portanto, no primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada), a temperatura de aquecimento é 1250°C ou mais, e o tempo de retenção é 8 horas ou mais. Enquanto isso, quando a temperatura de aquecimento é ajustada para 1380°C ou mais, e o tempo de retenção é ajustado para 50 horas, a produtividade degrada significativamente, e por

21/50 tanto a temperatura de aquecimento é controlada para 1380°C ou menos, e o tempo de retenção é limitado para 50 horas ou menos. Enquanto isso, quando a temperatura de aquecimento é ajustada para 1300°C ou mais, e o tempo de retenção é ajustado para 30 horas ou mais, a razão de segregação de Ni e o índice de irregularidade da austenita também diminuem. Portanto, a temperatura de aquecimento é preferivelmente 1300°C ou mais, e o tempo de retenção é preferivelmente 30 horas ou mais. No primeiro tratamento termomecânico, uma barra tendo os componentes acima é aquecida, mantida sob as condições acima, e então é executado o resfriamento a ar. Quando a temperatura na qual o processo se move desde o resfriamento a ar até o segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) excede 300°C, a transforma ção não é completada, e assim as qualidades do material se tornam irregulares. Portanto, a temperatura da superfície (temperatura final do resfriamento a ar) de uma barra no momento de movimentar o processo desde o resfriamento a ar até o segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) é 300°C ou menos. O limite inferi or da temperatura de término do resfriamento a ar não é particularmente limitado. Por exemplo, o limite inferior da temperatura de término do resfriamento a ar pode ser a temperatura ambiente, ou pode ser -40°C. Enquanto i sso, a temperatura de aquecimento de refere ao tempo de retenção na temperatura de aquecimento após a superfície da barra alcançar a temperatura de aquecimento ajustada, e 3 horas se passarem. Em adição, o resfriamento a ar se refere ao resfriamento a uma taxa de resfriamento de 3 °C/s ou mais lenta enquanto a temperatura na área 1/4t na chapa de aço é de 800°C a 500°C. No resfriamento a ar, a taxa de resfriamento a mais de 800°C ou a menos de 500°C não é particularmente limitada. O limite inferior da taxa de resfriamento do resfriamento a ar pode ser, por exemplo, 0,01 °C/s ou mais rápido do ponto de vista de produtividade.

A seguir será descrito o segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado). No segundo tratamento termomecânico são executados o aquecimento, a laminação a

22/50 quente (segunda laminação a quente), e o resfriamento controlado. O tratamento pode gerar uma textura temperada de modo a aumentar a resistência e miniaturizar a estrutura. Adicionalmente, o desempenho de supressão de fratura instável de uma junta soldada pode ser aumentada pela geração de austenita fina estável através da introdução de tensões de trabalho. Para gerar austenita fina estável, o controle da temperatura da laminação é importante. Quando a temperatura em um passe antes do passe final na laminação a quente se torna baixa, as tensões residuais aumentam no aço, e o diâmetro de círculo equivalente médio da austenita retida diminui. Como resultado da investigação da relação entre o diâmetro de círculo equivalente médio da austenita retida e a temperatura em um passe antes do passe final, os inventores descobriram que o diâmetro de círculo equivalente médio se torna 1 um ou menos pelo controle da temperatura em um passe antes do passe final para ser 900°C ou menos. Em adição, qua ndo a temperatura em, um passe antes do passe final é 660°C ou mais, a la minação a quente pode ser executada eficientemente sem degradar a produtividade. Portanto, a temperatura em um passe antes do passe final na laminação a quente do segundo tratamento termomecânico é 660°C a 900°C. Enquanto isso, quando a temperatura em um passe antes do passe final é controlada para 660°C a 800°C, uma vez que o diâmetro de círculo equivalente médio da austenita retida também diminui, a temperatura em um passe antes do passe final é preferivelmente 660°C a 800°C. Enquanto isso, a temperatura em um passe antes do passe final se refere à temperatura da superfície da placa (barra) medida imediatamente antes da mordida (mordida da placa por um cilindro de laminação) no passe final da laminação (laminação a quente). A temperatura em um passe antes do passe final pode ser medida usando-se um termômetro tal como um termômetro de radiação.

É também importante controlar a temperatura de aquecimento antes da laminação a quente no segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) para garantir o teor de austenita. Os inventores descobriram que, quando a temperatura de aquecimento é ajustada para mais de 1270°C, a fração de austenita após o

23/50 resfriamento profundo diminui, e a tenacidade e a capacidade de interrupção do metal base degradam significativamente. Em adição,quando a temperatura de aquecimento é menor que 900°C, a produtividade diminui significativamente. Portanto, a temperatura de aquecimento é 900°C a 1270°C. Enquanto isso, quando a temperatura de aquecimento é ajustada para 1120°C ou menos, a tenacidade do metal base pode ser mais aumentada. Portanto, a temperatura de aquecimento é preferivelmente 900°C a 1120°C. O tempo de retenção após o aquecimento não é particularmente limitado. Entretanto, o tempo de retenção à temperatura de aquecimento mencionada acima é preferivelmente 2 horas a 10 horas do ponto de vista de aquecimento uniforme e de garantir a produtividade. Enquanto isso, a laminação a quente acima pode começar durante o tempo de retenção.

A razão de redução da laminação a quente no segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) é também importante. Quando a razão de redução da laminação aumenta, através da recristalização ou de um aumento na densidade de deslocamento, a estrutura após a laminação a quente é miniaturizada e assim a austenita (austenita retida) é também miniaturizada. Como resultado da investigação da relação entre o diâmetro de círculo equivalente da austenita após o resfriamento profundo e a razão de redução da laminação, os inventores descobriram que a razão de redução da laminação precisa ser 2,0 ou mais para obter um diâmetro de círculo equivalente médio da austenita de 1 pm ou menos. Em adição, quando a razão de redução de laminação excede 40, a produtividade degrada significativamente. Portanto, a razão de redução da laminação a quente no segundo tratamento termomecânico é 2,0 a 40. Enquanto isso, o diâmetro de círculo equivalente médio da austenita também diminui quando a razão de redução da laminação a quente no segundo tratamento termomecânico é 10 ou mais. Portanto, a razão de redução da laminação é preferivelmente 10 a 40. Enquanto isso, a razão de redução da laminação é um valor em que a espessura da chapa antes da laminação é dividida pela espessura da chapa após a laminação.

Após a laminação a quente no segundo tratamento termomecâ

24/50 nico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado), o resfriamento controlado de uma chapa de aço (aço) é executado imediatamente. Na invenção, o resfriamento controlado se refere a um resfriamento que é controlado para controle da textura, e inclui resfriamento acelerado por resfriamento a água e resfriamento a ar em relação a uma chapa de aço tendo uma espessura de 15 mm ou menos. Quando o resfriamento controlado é executado por resfriamento a água, o resfriamento termina preferivelmente a 200°C ou menos. O limite inferior da temperatura fi nal do resfriamento a água não é particularmente limitado. Por exemplo, o limite inferior da temperatura final do resfriamento a água pode ser a temperatura ambiente, ou pode ser -40°C. Quando a textura temperada é gerada pela execução do resfriamento controlado imediatamente, a resistência do metal base pode ser suficientemente garantida. Enquanto isso, aqui, “imediatamente” significa que, após a mordida do passe final da laminação, o resfriamento acelerado começa mais preferivelmente em até 150 segundos, e o resfriamento acelerado mais preferivelmente começa em até 120 segundos ou em até 90 segundos. Quando a temperatura da superfície da chapa de aço é menor que ou igual a Ar3 que é a temperatura no início da transformação, há a preocupação de que a resistência ou a tenacidade na vizinhança da camada de superfície da chapa de aço possa degradar. Portanto, o resfriamento preferivelmente começa quando a temperatura da chapa de aço é Ar3 ou mais. Em adição, a resistência do metal base pode ser garantida com mais segurança quando o resfriamento a água termina a 200°C ou men os. Em adição, o resfriamento a água se refere ao resfriamento em que a taxa de resfriamento na área 1/4t na chapa de aço é mais rápida que 3 °C/s. O limite superior da taxa de resfriamento do resfriamento a água não precisa ser particularmente limitado. Quando o resfriamento controlado é executado por resfriamento a ar, a temperatura final do resfriamento no segundo tratamento termomecânico (isto é, a temperatura em que se inicia o reaquecimento para o terceiro tratamento termomecânico) é preferivelmente ajustada para 200°C ou menos.

Dessa forma, no segundo tratamento termomecânico, a barra após o primeiro tratamento termomecânico é aquecida até a temperatura de

25/50 aquecimento acima, e a temperatura em um passe antes do passe final é controlada para estar dentro da faixa de temperaturas acima de modo que a laminação a quente seja executada à razão de redução de laminação acima, e o resfriamento controlado é então imediatamente executado.

A seguir será descrito o terceiro tratamento termomecânico (tratamento na região de duas fases a baixa temperatura). No tratamento na região de duas fases a baixa temperatura, a tenacidade do metal base é melhorada devido à têmpera da martensita. Além disso, no tratamento na região de duas fases a baixa temperatura, uma vez que é gerada austenita termicamente estável e fina, e então a austenita está estavelmente presente mesmo à temperatura ambiente, o desempenho de resistência à fratura (particularmente, a tenacidade e a capacidade de interrupção do metal base, e a característica de supressão da fratura instável da junta soldada) melhora. Quando a temperatura de aquecimento no tratamento na região de duas fases a baixa temperatura está abaixo de 500°C, a ten acidade do metal base degrada. Em adição, quando a temperatura de aquecimento no tratamento na região de duas fases a baixa temperatura excede 650°C, a resistência do metal base não é suficiente. Portanto, a temperatura de aquecimento no tratamento na região de duas fases a baixa temperatura é 500°C a 650°C. Enquanto isso, após o aquecimento no tratamento na região de duas fases a baixa temperatura, pode ser executado qualquer resfriamento a ar ou a água. Nesse resfriamento, podem ser combinados o resfriamento a ar e o resfriamento a água. Em adição, o resfriamento a água se refere ao resfriamento em que a taxa de resfriamento na área 1/4t em uma chapa de aço é mais rápida que 3 °C/s. O limite superior da taxa de resfriamento do resfriamento a água não é particularmente limitado. Em adição, o resfriamento a ar se refere ao resfriamento em que a taxa de resfriamento é 3°C/s ou mais lenta, quando a temperatura na área 1/4t na chapa de aço é de 800°C a 500°C. No resfriamento a ar, não é necessário limitar particularmente a taxa de resfriamento em mais de 800°C ou em menos de 500°C. O limi te inferior da taxa de resfriamento do resfriamento a ar pode ser, por exemplo, 0,01 °C/s ou mais rápido do ponto de vista da produtividade. A temperatura final do resfri

26/50 amento no resfriamento a água no terceiro tratamento termomecânico não precisa ser particularmente limitado, mas pode ser ajustado em 500°C ou menos ou 300°C ou menos.

Dessa forma, no terceiro tratamento termomecânico, a placa após o segundo tratamento termomecânico é aquecida até acima da temperatura de aquecimento e resfriada.

Até aqui foi descrita a primeira configuração.

Em adição, doravante será descrita a segunda configuração do método de produção da chapa de aço com Ni adicionado da invenção.

(Segunda configuração)

No primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) na segunda configuração, a regularidade dos solutos pode ser também aumentada, e assim a desempenho de resistência à fratura pode ser significativamente melhorada pela execução da laminação a quente (a primeira laminação a quente) subsequente ao tratamento térmico (aquecimento). Aqui se torna necessário especificar a temperatura de aquecimento, o tempo de retenção, a razão de redução da laminação na laminação a quente, e a temperatura de laminação da laminação a quente no primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada). Em relação à temperatura de aquecimento e ao tempo de retenção, à medida que a temperatura aumenta ou o tempo de retenção aumenta, a razão de segregação de Ni diminui devido à difusão. Os inventores investigaram a influência da combinação da temperatura de aquecimento e do tempo de retenção no primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) na razão de segregação de Ni. Como resultado, foi descoberto que, para obter uma chapa de aço em que a razão de segregação de Ni na área 1/4t seja 1,3 ou menos, é necessário manter a placa por 8 horas ou mais a uma temperatura de aquecimento de 1250°C ou mais. Portanto, no primeiro tratamento termomecânico, a temperatura de aquecimento é 1250°C ou mais, e o tempo de retenção é 8 horas ou mais. Enquanto isso, quando a temperatura de aquecimento é ajustada para 1380°C ou mais, e o tempo de retenção é ajustado em 50 horas ou mais, a

27/50 produtividade degrada significativamente, e portanto a temperatura de aquecimento é limitada a 1380°C ou menos, e o tempo de retenção é limitado a 50 hora sou menos. Enquanto isso, quando a temperatura de aquecimento é ajustada para 1300°C ou mais, ou o tempo de retenção é ajustado para 30 horas ou mais, a razão de segregação de Ni também diminui. Portanto, a temperatura de aquecimento é preferivelmente 1300°C ou mais, e o tempo de retenção é preferivelmente 30 horas ou mais. Enquanto isso, a laminação a quente pode começar dentro do tempo de retenção.

No primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) na segunda configuração, o efeito de redução da segregação pode ser esperado durante a laminação e durante o resfriamento a ar após a laminação. Isto é, quando a recristalização ocorre, o efeito de redução da segregação é gerado devido à migração das bordas dos grãos, e quando a recristalização não ocorre, o efeito de redução da segregação é gerado devido à difusão a uma alta densidade de deslocamento. Portanto, a razão de segregação de Ni associado diminui à medida que a razão de redução da laminação aumenta durante a laminação a quente. Como resultado da investigação da influência da razão de redução da laminação a quente na razão de segregação, os inventores descobriram que é eficaz ajustar a razão de redução da laminação para 1,2 ou mais para alcançar uma razão de segregação de Ni de 1,3 ou menos. Em adição, quando a razão de redução da laminação excede 40, a produtividade degrada significativamente. Portanto, na segunda configuração, a razão de redução da laminação a quente no primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) é 1,2 a 40. Em adição, quando a razão de redução da laminação é 2,0 ou mais, a razão de segregação também diminui, e portanto a razão de redução da laminação é preferivelmente 2,0 a 40. Quando é considerado que a laminação a quente é executada no segundo tratamento termomecânico, a razão de redução da laminação a quente no primeiro tratamento termomecânico é mais preferivelmente 10 ou menos.

No primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) na segunda configuração, é também extrema

28/50 mente importante controlar a temperatura em um passe antes do passe final na laminação a quente até uma temperatura adequada. Quando a temperatura em um passe antes do passe final é muito baixa, a difusão não prossegue durante or esfriamento a ar, após a laminação, e então a razão de segregação de Ni aumenta. Ao contrário, quando a temperatura em um passe antes do passe final é muito alta, a densidade de deslocamento diminui rapidamente devido à recristalização, o efeito de difusão a uma alta densidade de deslocamento durante o resfriamento a ar após o término da laminação degrada, e então a razão de segregação de Ni aumenta. Na laminação a quente do primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) na segunda configuração, a região de temperaturas em que os deslocamentos adequadamente permanecem no aço e a difusão prossegue facilmente está presente. Como resultado da investigação da relação entre a temperatura em um passe antes do passe final da laminação a quente e a razão de segregação de Ni, os inventores descobriram que a razão de segregação de NI aumenta extremamente a menos de 800°C e a mais de 1200°C. Portanto, na segunda configuração, a temperatura em um passe antes do passe final na laminação a quente do primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) é 800°C a 1200°C. Enquanto isso, quando a temperatura em um passe antes do passe final é 950°C a 1150°C, o efeito da redução da razã o de segregação é também aumentado, e portanto a temperatura antes do passe final na laminação a quente do primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) é preferivelmente 950°C a 1150°C. Após a laminação a quente, é executado o resfriamento a ar. Como a difusão dos solutos substitutos (por exemplo, Ni) também prossegue através do resfriamento a ar após a laminação, então a segregação diminui. Enquanto isso, quando a temperatura em que o processo de move desde o resfriamento a ar após a laminação até o segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) excede 300°C, a transformação não é completa, e então as qualidades do material se tornam irregulares. Portanto, a temperatura da superfície (temperatura final do resfriamento a ar) de

29/50 uma barra no momento de mover o processo desde o resfriamento a ar após a laminação até o segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) é 300°C o u menos. O limite inferior da temperatura final do resfriamento a ar não é particularmente limitado. Por exemplo, o limite inferior da temperatura final do resfriamento a ar pode ser a temperatura ambiente ou pode ser -40°C. Enqua nto isso, a temperatura de aquecimento se refere à temperatura da superfície de uma placa, e o tempo de retenção se refere ao tempo de retenção à temperatura de aquecimento após a superfície da placa atingir a temperatura de aquecimento ajustada, e se passarem 3 horas. A razão de redução da laminação é um valor em que a espessura da chapa antes da laminação é dividida pela espessura da chapa após a laminação. Na segunda configuração, a razão de redução da laminação é calculada em relação à laminação a quente em cada um dos tratamentos termomecânicos. Em adição, a temperatura em um passe antes do passe final é a temperatura da superfície de uma placa que é medida imediatamente antes da mordida (a mordida da placa pelo cilindro de laminação) do passe final da laminação, e pode ser medida usando-se um termômetro tal como um termômetro de radiação. O resfriamento a ar se refere ao resfriamento a uma taxa de resfriamento de 3°C/s ou mais lenta enquanto a temperatura na área 1/4t na chapa de aço é de 800°C a 500°C. No resfriamento a ar, a taxa de resfriamento a mais de 800°C ou menos de 500°C não é particularmente limitada. O limite infe rior da taxa de resfriamento do resfriamento a ar pode ser, por exemplo, 0,01°C/s ou mais rápida do ponto de vista da produtividade.

Após o primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada), similarmente à primeira configuração, o segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) e o terceiro tratamento termomecânico (tratamento na região de duas fases a baixa temperatura) são executados. Portanto, o segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) e o terceiro tratamento termomecânico (tratamento na região de duas fases a baixa temperatura) não serão descritos.

30/50

Até aqui foi descrita a segunda configuração.

Em adição, doravante será descrita a terceira configuração do método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado conforme a invenção.

(Terceira configuração)

No segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) da terceira configuração, o aquecimento, o reaquecimento após a laminação a quente e o resfriamento a ar, e o resfriamento controlado podem ser executados ao invés do aquecimento e resfriamento controlado após a laminação a quente. Do ponto de vista da produtividade, após a laminação a quente, o resfriamento a ar é preferível. Os inventores descobriram que, quando a temperatura de reaquecimento é 900°C ou menos, a estrutura pode ser miniaturizada e então a tenacidade e a capacidade de interrupção de um metal base são excelentes. Em adição, quando a temperatura de reaquecimento diminui, há casos em que a produtividade degrada. Entretanto, a produtividade pode ser garantida suficientemente quando a temperatura de reaquecimento é 780°C ou mais. Portanto, na terceira configuração, a temperatura de reaquecimento no segundo tratamento termomecânico (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) é 780°C a 900°C. Imediatamente após o reaquecimento, é executado o resfriamento controlado. Quando o resfriamento controlado é executado imediatamente, uma textura temperada é gerada e então a resistência do metal base pode ser garantida. Em adição, conforme descrito acima, em um caso em que o resfriamento controlado é executado conforme o resfriamento acelerado por resfriamento a água, quando o resfriamento a água termina a 200°C ou menos, é possível garantir com m ais segurança a resistência do metal base. Por exemplo, o limite inferior da temperatura final do resfriamento a água pode ser a temperatura ambiente, o pode ser -40°C. Enquanto isso, aqui, “imediatamente” significa que, após o reaquecimento, o resfriamento acelerado preferivelmente começa em até 150 segundos, e o resfriamento acelerado mais preferivelmente começa em até 120 segundos ou em até 90 segundos. Quando a temperatura da superfície da chapa de

31/50 aço é menor que ou igual a Ar₃ que é a temperatura no momento de início da transformação, há a preocupação de que a resistência ou a tenacidade na vizinhança da camada da superfície da chapa de aço possa degradar. Portanto, o resfriamento preferivelmente começa quando a temperatura da superfície da chapa de aço é Ar₃ ou mais. Em adição, o resfriamento a água se refere ao resfriamento em que a taxa de resfriamento nas área 1/4t da chapa de aço é mais rápida que 3°C/s. O limite supe rior da taxa de resfriamento do resfriamento a água não precisa ser particularmente limitado. No segundo tratamento termomecânico, a temperatura de término do resfriamento antes do reaquecimento que é de 780°C a 900°C (isto é, a temperatura em que o reaquecimento começa), não precisa ser particularmente especificada, mas pode ser 300°C ou menos ou 200°C ou m enos.

Na terceira configuração, similarmente à primeira configuração, após o primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) ser executado, o segundo tratamento termomecânico acima (tratamento de laminação a quente e resfriamento controlado) é executado. Além disso, similarmente à primeira configuração, o terceiro tratamento termomecânico (tratamento na região de duas fases a baixa temperatura) é executado. Portanto, o primeiro tratamento termomecânico (tratamento de redução da segregação associada) e o terceiro tratamento termomecânico (tratamento na região de duas fases a baixa temperatura) não serão descritos.

Até aqui, foi descrita a terceira configuração.

Chapas de aço produzidas pela primeira configuração, pela segunda configuração e pela terceira configuração são excelentes em desempenho de resistência à fratura a aproximadamente -160°C, e podem ser usadas para estruturas soldadas em geral tais como navios, pontes, construções, estruturas em alto mar, vasos de pressão, tanques e oleodutos. Particularmente, a chapa de aço produzida pelo método de produção é eficaz para uso em um tanque de LNG que demanda desempenho de resistência à fratura a uma temperatura extremamente baixa de aproximadamente 160°C.

32/50

Enquanto isso, a chapa de aço com Ni adicionado da invenção pode ser preferivelmente produzida usando-se as configurações acima como mostrado esquematicamente na FIG. 4, mas as configurações simplesmente mostram um exemplo do método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado da invenção. Por exemplo, o método de produção de uma chapa de aço com Ni adicionado da invenção não é particularmente limitado desde que a razão de segregação de Ni, a fração de austenita após o resfriamento profundo, o diâmetro do círculo equivalente médio, e o índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo possam ser controlados para estar nas faixas adequadas acima.

Exemplos

As avaliações a seguir foram executadas nas chapas de aço tendo uma espessura de chapa de 6 mm a 50 mm que foram produzidas usando vários componentes químicos sob condições de produção. O limite de elasticidade e a resistência à tração de um metal base foram avaliados por testes de tração, e os valores CTOD de um metal base e uma junta soldada foram obtidos pelo teste CTOD, com o que as tenacidades do metal base e da junta soldada foram avaliadas. Em adição, a distância de entrada da fratura no metal base e na junta soldada foram obtidas por um teste ESSO duplex, com o que as capacidades de interrupção do metal base e da junta soldada foram avaliadas. Além disso, confirmando-se se uma fratura instável foi gerada ou não a partir da fratura frágil que foi interrompida pelo teste ESSO duplex da junta soldada, a característica de supressão da fratura estável da junta soldada foi avaliada. Os componentes químicos das chapas de aço estão mostrados nas Tabelas 1 e 2. Em adição, a espessura das chapas de aço, as razões de segregação de Ni, os teores de austenita após o resfriamento profundo, os índices de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo, e os diâmetros de círculos equivalentes médios estão mostrados nas Tabelas 3 e 4. Além disso, os métodos de produção das chapas de aço estão mostrados nas Tabelas 5 e 6, e os resultados da avaliação da desempenho de resistência à fratura do metal base e a junta soldada estão mostrados nas Tabelas 7 e 8. Enquanto isso, no primeiro tratamento

33/50 termomecânico, a placa foi resfriada por resfriamento a ar até 300°C ou menos antes do segundo tratamento termomecânico. No seguindo tratamento termomecânico, o aço foi resfriado até 200°C ou men os antes de todo reaquecimento inclusive o reaquecimento para o terceiro tratamento termomecânico.

Tabela 1

	C	Si	Mn	P	S	Ni	Al	N	T.O	Outros
% em massa
Exemplo 1	0.06	0,10	0,92	0,0040	0,0031	7,8	0,051	0,0019	0,0015
Ex. Comparativo 1	0,11	0,10	0,94	0,0041	0,0033	7,9	0,051	0,0020	0,0013
Exemplo 2	0,09	0,06	0,76	0,0048	0,0011	9,8	0,040	0,0024	0,0014	0,4 Cu
Ex. Comparativo 2	0,09	0,13	0,81	0,0047	0,0011	9,9	0,040	0,0025	0,0014	0,4 Cu
Exemplo 3	0,08	0,04	0,69	0,0061	0,0004	9,8	0,046	0,0011	0,0004
Ex. Comparativo 3	0,09	0,04	1,02	0,0059	0,0004	9,5	0,049	0,0010	0,0004
Exemplo 4	0,07	0,10	0,61	0,0017	0,0019	8,3	0,027	0,0018	0,0022	0,012 Ti
Ex. Comparativo 4	0,07	0,10	0,66	0,0110	0,0019	8,6	0,025	0,0019	0,0020	0,012 Ti
Exemplo 5	0,10	0,12	0,94	0,0016	0,0028	8,5	0,064	0,0020	0,0025
Ex. Comparativo 5	0,09	0,12	0,97	0,0016	0,0037	8,8	0,063	0,0021	0,0023
Exemplo 6	0,08	0,02	0,70	0,0041	0,0033	0,81	0,045	0,0022	0,0003	0,008 Nb
Ex. Comparativo 6	0,07	0,02	0,66	0,0041	0,0030	71	0,046	0,0022	0,0003	0,008 Nb
Exemplo 7	0,10	0,04	0,48	0,0090	0,0009	8,3	0,022	0,0007	0,0015
Ex. Comparativo 7	0,09	0,05	0,51	0,0090	0,0009	8,3	0,082	0,0006	0,0014
Exemplo 8	0,06	0,08	0,81	0,0093	0,0018	7,6	0,052	0,0052	0,0019	0,015 V 0,002 REM
Ex. Comparativo 8	0,06	0,08	0,81	0,0093	0,0017	7,7	0,057	0,0071	0,0017	0,015 V 0,002 REM
Exemplo 9	0,04	0,05	0,82	0,0031	0,0002	9,9	0,059	0,0009	0,0021
Ex. Comparativo 9	0,04	0,06	0,82	0,0031	0,0001	10,0	0,065	0,0009	0,0032
Exemplo 10	0,04	0,05	0,73	0,0085	0,0012	8,7	0,042	0,0015	0,0008	0,3 Cr

34/50

Ex. Comparativo 10	0,04	0,05	0,78	0,0084	0,0012	8,6	0,046	0,0014	0,0008	0,3 Cr
Exemplo 11	0,05	0,11	0,81	0,0074	0,0011	8,7	0,061	0,0048	0,0029
Ex. Comparativo 11	0,05	0,11	0,82	0,0079	0,0011	8,7	0,062	0,0048	0,0028
Exemplo 12	0,09	0,07	0,74	0,0031	0,0010	9,3	0,021	0,0008	0,0013	0,2 Mo
Ex. Comparativo 12	0,13	0,08	0,70	0,0031	0,0010	9,4	0,021	0,0009	0,0013	0,2 Mo
Exemplo 13	0,04	0,04	0,50	0,0024	0,0009	9,1	0,058	0,0040	0,0023
Ex. Comparativo 13	0,04	0,04	1,13	0,0022	0,0009	9,1	0,063	0,0040	0,0022
Exemplo 14	0,09	0,06	0,93	0,0070	0,0001	9,2	0,054	0,0014	0,0003
Ex. Comparativo 14	0,12	0,06	0,96	0,0070	0,0001	9,1	0,055	0,0013	0,0002

Tabela 2

	C	Si	Mn	P	S	Ni	Al	N	T.O	Outros
% em massa
Exemplo 15	0,05	0,08	0,87	0,0093	0,0018	9,0	0,042	0,0047	0,0026
Ex. Comparativo 15	0,05	0,08	0,90	0,0092	0,0019	8,8	0,039	0,0047	0,0026
Exemplo 16	0,04	0,12	0,66	0,0038	0,0007	7,5	0,042	0,0051	0,0006
Ex. Comparativo 16	0,04	0,12	0,68	0,0037	0,0007	7,8	0,043	0,0052	0,0068
Exemplo 17	0,06	0,07	0,86	0,0097	0,0030	7,8	0,037	0,0057	0,0019
Ex. Comparativo 17	0,06	0,07	0,80	0,0125	0,0030	7,9	0,041	0,0053	0,0019
Exemplo 18	0,09	0,04	0,94	0,0028	0,0031	9,2	0,023	0,0049	0,0009
Ex. Comparativo 18	0,09	0,04	0,91	0,0028	0,0028	9,5	0,022	0,0045	0,0008
Exemplo 19	0,04	0,09	0,44	0,0019	0,0018	9,0	0,017	0,0065	0,0024	0,001 B
Ex. Comparativo 19	0,04	0,09	0,44	0,0019	0,0018	67	0,019	0,0065	0,0024	0,001B

35/50

Exemplo 20	0,08	0,06	0,92	0,0049	0,0020	7,7	0,039	0,0012	0,0021
Ex. Comparativo 20	0,08	0,07	0,90	0,0050	0,0120	7,8	0,037	0,0013	0,0020	0,0023 Ca
Exemplo 21	0,09	0,03	0,81	0,0023	0,0002	8,7	0,039	0,0057	0,0011	0,0021 Ca
Ex. Comparativo 21	0,09	0,03	0,79	0,0023	0,0002	8,8	0,038	0,0061	0,0010
Exemplo 22	0,06	0,07	0,35	0,0037	0,0024	7,9	0,032	0,0021	0,0029
Ex. Comparativo 22	0,06	0,07	0,36	0,0037	0,0024	7,2	0,031	0,0022	0,0029	0,0015 Nb
Exemplo 23	0,06	0,08	0,83	0,0037	0,0030	9,3	0,058	0,0006	0,0028	0,0015 Nb
Ex. Comparativo 23	0,06	0,08	0,84	0,0037	0,0029	9,1	0,060	0,0006	0,0025
Exemplo 24	0,07	0,07	0,89	0,0046	0,0024	9,2	0,045	0,0029	0,0003	0,2 Mo
Ex. Comparativo 24	0,07	0,07	0,95	0,0050	0,0023	9,3	0,045	0,0031	0,0003	0,2 Mo
Exemplo 25	0,06	0,11	0,62	0,0022	0,0008	8,6	0,041	0,0039	0,0012
Ex. Comparativo 25	0,06	0,11	0,61	0,0023	0,0007	8,6	0,041	0,0038	0,0012
Exemplo 26	0,05	0,08	0,70	0,0011	0,0007	8,8	0,039	0,0038	0,0014
Ex. Comparativo 26	0,05	0,09	0,71	0,0012	0,0008	8,7	0,039	0,0040	0,0013
Exemplo 27	0,06	0,09	0,60	0,0016	0,0018	8,4	0,026	0,0019	0,0023
Ex. Comparativo 27	0,06	0,09	0,61	0,0111	0,0018	8,5	0,026	0,0019	0,0020
Exemplo 28	0,07	0,03	0,71	0,0040	0,0032	8,1	0,041	0,0021	0,0004
Ex. Comparativo 28	0,07	0,03	0,67	0,0042	0,0031	7J.	0,045	0,0021	0,0003

36/50

Tabela 3

	Espessura da placa lingotada	Espessura intermediária da placa	Espessura da chapa	Razão de segregação de Ni	Fração da γ após o resfriamento profundo	diâmetro do círculo equivalente médio da γ após o resfriamento profundo	índice de irregularidade da γ após o resfriamento profundo
mm	mm	mm		%	□ m
Exemplo 1	240	30	6	1,1	0,7	0,8	1,6
Ex. Comparativo 1	240	30	6	1,12	0,8	0,9	1,8
Exemplo 2	300	63	12	1,12	3,3	0,7	1,5
Ex. Comparativo 2	300	63	12	1,1	0,4	0,6	1,7
Exemplo 3	400	250	20	1,19	3,8	0,7	2,5
Ex. Comparativo 3	400	380	20	1,17	3,78	0,7	2,9
Exemplo 4	500	120	32	1,13	6,4	0,9	2,5
Ex. Comparativo 4	500	120	32	1,16	5,6	0,9	2,3
Exemplo 5	700	300	40	1,28	3	0,7	2,7
Ex. Comparativo 5	700	300	40	1,24	4,5	12	2,6
Exemplo 6	240	111	40	1,21	0,9	0,5	2,5
Ex. Comparativo 6	240	125	40	1,21	1,5	0,5	2,5
Exemplo 7	300	34	6	1,08	4,7	0,7	1,3
Ex. Comparativo 7	300	34	6	1,08	3,6	0,7	1,4
Exemplo 8	400	71	12	1,03	5,8	0,6	1,2
Ex. Comparativo 8	400	63	12	1,06	5,4	0,6	1,2
Exemplo 9	500	143	20	1,21	4,3	0,7	1,6

37/50

Ex. Comparativo 9	500	125	20	1,22	4,5	0,8	1,8
Exemplo 10	700	500	32	1,14	0,6	0,4	1,5
Ex. Comparativo 10	700	500	32	1,35	0,6	0,4	3,3
Exemplo 11	240	161	40	1,08	2,3	0,6	2,8
Ex. Comparativo 11	200	125	40	1,33	2,2	0,7	3,2
Exemplo 12	300	200	50	1,27	6,8	0,9	2,5
Ex. Comparativo 12	300	100	50	1,33	4,3	0,9	38
Exemplo 13	400	200	6	1,06	2,3	0,8	2,3
Ex. Comparativo 13	400	280	6	1,36	5,1	0,7	4,3
Exemplo 14	500	200	12	1,29	5,6	0,9	2,7
Ex. Comparativo 14	500	200	12	1,28	0,3	12	2,8

Tabela 4

38/50

	Espessura da placa lingotada	Espessura intermediária da placa	Espessura da chapa	Razão de segregação de Ni	Fração da γ após o resfriamento profundo	diâmetro do círculo equivalente médio da γ após o resfriamento profundo	índice de irregularidade da γ após o resfriamento profundo
mm	mm	mm		%	μm
Exemplo 15	700	200	20	1,22	1,5	0,9	2,2
Ex. Comparativo 15	700	90	20	1,21	0,3	13	2,3
Exemplo 16	240	200	32	1,31	7,5	0,6	1,8
Ex. Comparativo 16	240	200	32	1,15	4,9	0,5	1,7
Exemplo 17	300	200	40	1,06	0,8	0,9	1,6
Ex. Comparativo 17	300	95	40	1,10	0,7	1,2	1,7

Exemplo 18	400	100	50	1,13	2,8	0,7	2,6
Ex. Comparativo 18	400	100	50	1,08	0,3	15	2,5
Exemplo 19	500	63	6	1,05	2,7	0,7	1,8
Ex. Comparativo 19	500	63	6	1,06	5,9	0,8	1,8
Exemplo 20	700	80	12	1,14	4,5	0,8	2,2
Ex. Comparativo 20	700	80	12	1,15	3,7	0,8	2,3
Exemplo 21	240	125	20	1,18	1,5	0,8	2,3
Ex. Comparativo 21	240	125	20	1,17	0,3	0,8	2,7
Exemplo 22	300	63	32	1,11	5,0	0,8	1,8
Ex. Comparativo 22	300	45	32	1,10	9,4	16	1,7
Exemplo 23	400	200	40	1,12	1,1	0,6	2,5
Ex. Comparativo 23	400	63	40	1,14	0,4	14	2,6
Exemplo 24	500	200	50	1,03	1,5	0,6	1,5
Ex. Comparativo 24	500	150	50	1,06	0,3	0,7	1,7
Exemplo 25	320	160	32	1,03	5,4	0,9	1,8
Ex. Comparativo 25	320	160	32	1,44	3,4	0,9	3,5
Exemplo 26	120	120	12	1,03	4,6	0,1	1,3
Ex. Comparativo 26	120	120	12	1,38	5,5	0,1	1,4
Exemplo 27	120	120	32	1,14	6,5	0,8	2,4
Ex. Comparativo 27	120	120	32	1,15	5,5	0,9	2,4
Exemplo 28	111	111	40	1,20	0,9	0,4	2,6
Ex. Comparativo 28	125	125	40	1,22	1,6	0,5	2,5

39/50

Tabela 5

	Primeiro (tratamento	tratamento de redução	termomecânico	Segundo	tratamento	termomecânico	Terceiro
tratamento (Tratamento na região de	termomecânico duas fases a baixa temperatura)
da segregação	associada)
	Temperatu-			Temperatura em	Temperatura	Redução	Temperatura	Temperatura		Temperatura	Temperatura de
	ra de	Tempo de	Redução na	um passe	de	na	em um passe	de término	Temperatura	de	término
	aquecimen-			antes do passe			antes do passe	do resfriamento	de reaqueci-		do resfriamento a
	to	retenção	laminação	final	aquecimento	laminação	final	a água *1	mento	aquecimento	água *1
	C	h		C	C		C	C	C
Exemplo 1	1283	29	8.0	1048	1224	5,0	774		800	612
Ex. Comparativo 1	1313	29	8.0	1063	1245	5,0	782		800	615
Exemplo 2	1289	22	4,8	818	1260	5,2	758	102		571	20
Ex. Comparativo 2	1314	22	4,8	827	1290	5,2	769	183		581	20
Exemplo 3	1361	16	1,6	1121	1064	12,5	700	189		648
Ex. Comparativo 3	1373	9	11	1127	1059	19,0	706	187		657
Exemplo 4	1346	11	4,2	1047	969	3,8	606	165		600	50
Ex. Comparativo 4	1376	12	4,2	1068	987	3,8	704	167		610	50
Exemplo 5	1327	9	2,3	1172	1087	7,5	895	143		522
Ex. Comparativo 5	1319	9	2,3	1156	1110	7,5	904	145		535
Exemplo 6	1315	12	2,2	932	1054	2,8	807	126		580	40
Ex. Comparativo 6	1321	11	1,9	942	1037	3,1	818	128		584	40
Exemplo 7	1250	45	8,8	838	1263	5,7	673	84		531
Ex. Comparativo 7	1284	45	8,8	860	1268	5,7	678	85		529

40/50

Exemplo 8	1282	40	5,6	998	1109	6,0	662		810	647
Ex. Comparativo 8	1313	40	6,4	985	1116	5,2	675		770	660
Exemplo 9	1282	12	3,5	947	1028	7,1	740	115		632	150
Ex. Comparativo 9	1300	13	4,0	941	1053	6,3	745	118		643	150
Exemplo 10	1326	29	1,4	1198	933	15,6	699	180		621
Ex. Comparativo 10	1245	30	1,4	1214	959	15,6	703	160		620
Exemplo 11	1342	46	1,5	834	1022	4,0	743	149		625
Ex. Comparativo 11	1349	7	1,6	859	1063	3,1	752	150		625
Exemplo 12	1297	10	1,5	990	1120	4,0	867	166		551
Ex. Comparativo 12	1293	10	3,0	790	1129	2,0	879	167		557
Exemplo 13	1351	23	2,0	1028	1193	33,3	680		850	565
Ex. Comparativo 13	1355	23	1,4	1234	1221	46,7	689		850,0000	565
Exemplo 14	1274	19	2,5	849	1218	16,7	859	24		599	170
Ex. Comparativo 14	1285	19	2,5	851	883	16,7	665	24		609	170

41/50 *1 : indica que o resfriamento a ar foi executado como resfriamento controlado.

Tabela 6

	Primeiro (tratamento	tratamento de redução	termomecânico	Segundo	tratamento	termomecânico	Terceiro
tratamento (Tratamento na região de	termomecânico duas fases a baixa temperatura)
da segregação	associada)
	Temperatura			Temperatura em	Temperatura	Redução	Temperatura	Temperatura de		Temperatura	Temperatura
	de	Tempo de	Redução na	um passe	de	na	em um passe	término	Temperatura	de	de término
				antes do passe			antes do passe	do resfriamento a	de reaquecimen-		do resfriamento
	aquecimento	retenção	laminação	final	aquecimento	laminação	final	água *1	to	aquecimento	a água *1
	°C	h		°C	°C		°C	°C	°C	C
Exemplo 15	1272	10	3,5	914	1069	10,0	783	62		522
Ex. Comparativo 15	1317	10	7,8	926	1307	4,5	794	63		520
Exemplo 16	1311	13	1,2	1102	1242	6,3	895	165		632
Ex. Comparativo 16	1328	13	1,2	1104	1268	6,3	650	168		643
Exemplo 17	1362	38	1,5	969	1267	5,0	747	119		621	20
Ex. Comparativo 17	1335	39	3,2	982	1269	2,4	910	119		633	20
Exemplo 18	1324	44	4,0	1075	1111	2,0	704	19		647
Ex. Comparativo 18	1305	44	4,0	1072	1142	18	715	19		668
Exemplo 19	1303	38	8,0	1147	1211	10,4	768	73		645
Ex. Comparativo 19	1302	38	8,0	1157	1246	10,4	780	74		497
Exemplo 20	1266	24	8,8	1007	1265	6,7	709	69		618	20
Ex. Comparativo 20	1274	24	8,8	1013	1255	6,7	716	69		477	20

42/50

Exemplo 21	1364	30	1,9	1048	1140	6,3	843		790	630
Ex. Comparativo 21	1351	30	1,9	1039	1159	6,3	859		910	659
Exemplo 22	1269	34	4,8	1167	920	2,0	840	58		641
Ex. Comparativo 22	1287	34	6,7	1185	943	14	842	59		648
Exemplo 23	1332	19	2,0	1041	1119	5,0	779	6		555	20
Ex. Comparativo 23	1342	19	6,4	1034	1162	1,6	785	6		681	20
Exemplo 24	1296	36	2,5	1100	1188	4,0	814	191		618
Ex. Comparativo 24	1280	37	3,3	1107	1196	3,0	821	190		672
Exemplo 25	1338	33	2,0	1165	1011	5,0	830	32		620
Ex. Comparativo 25	1246	33	2,0	1155	1032	5,0	820	35		624
Exemplo 26	1338	31			1036	10,0	760	157		633	5
Ex. Comparativo 26	1336	7			1059	10,0	770	159		634	5
Exemplo 27	1340	12			968	3,8	690	165		600
Ex. Comparativo 27	1370	13			988	3,8	703	166		610
Exemplo 28	1320	13			1054	2,8	808	125		580
Ex. Comparativo 28	1321	11			1036	3,1	817	127		584

*1 : indica que o resfriamento a ar foi executado como resfriamento controlado.

43/50

Tabela 7

	Limite de elasticidade	Resistência à tração	CTOD do	metal base	ESSO dúplex	do metal base	CTOD da	junta sol- dada	ESSO dúplex da	junta sol- dada	Característica
de supressão da	fratura dúctil instável
	MPa	MPa	mm	avaliação		avaliação	mm	avaliação		avaliação	mm	avaliação
Exemplo 1	722	793	0,51	passou	1,7	passou	0,56	passou	1,7	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 1	752	825	0,24	falhou	3,0	falhou	0,16	falhou	3,3	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 2	669	778	0,74	passou	0,0	passou	0,87	passou	0,9	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 2	672	782	0,28	falhou	2,7	falhou	0,26	falhou	3,8	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 3	639	743	0,91	passou	0,2	passou	0,51	passou	0,2	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 3	652	758	0,22	falhou	3,0	falhou	0,19	falhou	6,3	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 4	627	689	0,83	passou	1,5	passou	0,62	passou	1,0	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 4	628	691	0,24	falhou	10,0	falhou	0,18	falhou	7,0	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 5	589	685	0,66	passou	0,8	passou	0,64	passou	0,8	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 5	594	697	0,26	falhou	2,3	falhou	0,08	falhou	3,9	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 6	601	668	0,37	passou	1,8	passou	0,34	passou	1,6	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 6	595	664	0,19	falhou	3,6	falhou	0,07	falhou	4,3	falhou	350	falhou
Exemplo 7	724	790	0,57	passou	0,8	passou	0,56	passou	0,5	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 7	755	838	0,23	falhou	3,0	falhou	0,19	falhou	10,0	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 8	669	770	0,89	passou	0,4	passou	1,01	passou	1,9	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 8	663	781	0,28	falhou	4,6	falhou	0,17	falhou	4,3	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 9	645	743	0,59	passou	1,9	passou	0,35	passou	1,1	passou	nenhuma	passou

44/50

Ex. Comparativo 9	642	747	0,29	falhou	2,5	falhou	0,24	falhou	2,9	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 10	649	711	0,83	passou	0,7	passou	0,70	passou	0,3	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 10	643	715	0,72	passou	2,3	falhou	0,19	falhou	3,9	falhou	350	falhou
Exemplo 11	604	673	0,72	passou	0,5	passou	0,75	passou	0,9	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 11	604	670	0,38	passou	2,2	falhou	0,23	falhou	5,6	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 12	607	671	0,79	passou	1,1	passou	0,55	passou	1,1	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 12	655	723	0,09	falhou	2,5	falhou	0,18	falhou	3,6	falhou	350	falhou
Exemplo 13	683	786	0,53	passou	1,3	passou	0,58	passou	1,8	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 13	677	780	0,19	falhou	4,0	falhou	0,23	falhou	38,0	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 14	684	783	0,65	passou	0,4	passou	0,53	passou	1,0	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 14	693	799	0,19	falhou	4,6	falhou	0,08	falhou	11,1	falhou	350	falhou

45/50

Tabela 8

	Limite de elasticidade	Resistência à tração	CTOD do metal base	ESSO do metal dúplex base	junta sol- CTOD da dada	ESSO junta sol- dúplex da dada	Característica fratura de supressão dúctil instáda vel
MPa	MPa	mm	avaliação		avaliação	mm	avaliação		avaliação	mm	avaliação
Exemplo 15	681	740	0,66	passou	1,3	passou	0,54	passou	0,3	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 15	680	747	0,55	passou	1,8	passou	0,43	passou	1,1	passou	350	falhou
Exemplo 16	593	686	0,35	passou	0,8	passou	0,31	passou	1,2	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 16	597	682	0,29	falhou	4,1	falhou	0,09	falhou	2,1	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 17	611	688	0,55	passou	1,4	passou	0,36	passou	1,7	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 17	617	689	0,29	falhou	3,2	falhou	0,19	falhou	5,1	falhou	350	falhou

Exemplo 18	628	696	0,65	passou	1,3	passou	0,54	passou	1,7	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 18	634	695	0,25	falhou	4,2	falhou	0,31	passou	1,9	passou	nenhuma	passou
Exemplo 19	719	784	0,45	passou	0,9	passou	0,31	passou	1,1	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 19	716	788	0,29	falhou	3,7	falhou	0,15	falhou	8,3	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 20	664	772	0,57	passou	1,6	passou	0,63	passou	1,5	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 20	677	778	0,19	falhou	4,1	falhou	0,03	falhou	5,0	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 21	687	747	0,80	passou	0,6	passou	0,46	passou	0,9	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 21	679	755	0,23	falhou	0,5	falhou	0,38	passou	1,1	passou	nenhuma	passou
Exemplo 22	627	689	0,80	passou	1,5	passou	0,65	passou	2,0	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 22	625	682	0,27	falhou	3,8	falhou	0,08	falhou	7,0	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 23	597	678	0,81	passou	1,9	passou	0,71	passou	1,0	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 23	603	679	0,24	falhou	3,5	falhou	0,44	passou	1,0	passou	nenhuma	passou
Exemplo 24	600	678	0,90	passou	0,7	passou	0,54	passou	0,9	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 24	614	677	0,24	falhou	4,3	falhou	0,38	passou	1,9	passou	nenhuma	passou
Exemplo 25	719	693	0,43	passou	1,4	passou	0,37	passou	1,6	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 25	712	696	0,38	passou	3,8	falhou	0,35	passou	3,7	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 26	715	695	0,89	passou	1,2	passou	0,38	passou	1,8	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 26	729	700	0,85	passou	2,7	falhou	0,35	passou	15,3	falhou	350	falhou
Exemplo 27	626	690	0,84	passou	1,3	passou	0,61	passou	1,1	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 27	630	692	0,22	falhou	10,0	falhou	0,16	falhou	7,1	falhou	nenhuma	passou
Exemplo 28	600	670	0,36	passou	1,7	passou	0,33	passou	1,5	passou	nenhuma	passou
Ex. Comparativo 28	596	665	0,18	falhou	3,5	falhou	0,06	falhou	4,4	falhou	350	falhou

46/50

47/50

O limite de elasticidade e a resistência à tração foram medidos usando-se o método de teste de tração para materiais metálicos descrito na JIS Z 2241. O corpo de prova foi um corpo de prova para teste de tração para materiais metálicos descrito na JIS Z 2201. Aqui, os corpos de prova n° 5 foram usados para chapas de aço tendo uma espessura de chapa de 20 mm o menos, e corpos de prova n° 10 retirados da área 1/4t foram usados para chapas de aço tendo uma espessura de chapa de 40 mm ou mais. Enquanto isso, os corpos de prova foram retirados d forma que a direção longitudinal do corpo de prova se tornassem perpendiculares à direção de laminação. O limite de elasticidade foi de 0,2% de resistência calculado pelo método de compensação. O teste foi executado em dois corpos de prova à temperatura ambiente, e foram adotados os valores médios para o limite de elasticidade e para a resistência à tração respectivamente.

A tenacidade do metal base e da junta soldada foi avaliada pelo teste CTOD com base na BS7448. Foram usados corpos de prova do tipo Bx2B, e foi executado um teste de dobramento de três pontos. Para o metal base, foram executadas avaliações em relação à direção C (direção da espessura da chapa) de forma que a direção longitudinal do corpo de prova se tornasse perpendicular à direção de laminação. Para a junta soldada, as avaliações foram executadas em relação apenas à direção L (direção de laminação). Para avaliar o valor CTOD da junta soldada, os corpos de prova foram tirados de forma que a extremidade frontal da fratura de fadiga corresponda à ligação soldada. O teste foi executado em 3 corpos de prova a uma temperatura de -165°C, e o valor mínimo que foi obt ido pela medição foi adotado como o valor CTOD. Para os resultados do teste CTOD (valores CTOD), 0,3 mm ou mais foi avaliado como sendo um “passou” e menos de 0,3 mm foi avaliado como sendo um “falhou”.

A capacidade de interrupção do metal base e da junta soldada foi avaliada pelo teste ESSO duplex. O teste ESSO duplex foi executado com base no método descrito na FIG. 3 em Pressure Technologies, Vol. 29, No. 6, pg. 341. Enquanto isso, a carga de estresse foi ajustada para 392 MPa, e a temperatura de teste foi ajustada para -165°C. No teste ESSO dú

48/50 plex, quando a distância de entrada da fratura foi duas vezes ou menos a espessura da chapa, a capacidade de interrupção foi avaliada como sendo “passou” e quando a distância de entrada da fratura foi mais de duas vezes a espessura da chapa, a capacidade de interrupção foi avaliada como sendo “falhou”. A FIG. 5 mostra uma vista esquemática parcial de um exemplo de uma superfície fraturada de uma área testada após o teste ESSO dúplex. A superfície fraturada se referiu a uma área incluindo toda uma chapa de fragilização (chapa de entrada) 1, uma área soldada anexa 2, e uma área de entrada da fratura 3 na FIG. 5, e a distância de entrada da fratura L se refere ao comprimento máximo da área de entrada da fratura 3 (área fraturada que entra na área testada (um metal base ou um metal soldado)) 4 em uma direção perpendicular à direção da espessura da chapa t. Enquanto isso, para simples descrição, a FIG. 5 mostra apenas parte da chapa de fragilização 1 e da área testada 4.

Aqui, o teste ESSO duplex se referiu a um método de teste mostrado esquematicamente, por exemplo, no teste ESSO duplex da FIG. 6 em H. Miyakoshi, N. Ishikura, T. Suzuki e K. Tanaka: Proceedings for Transmission Conf., Atlanta, 1981, American Gas Association, T155-T166.

Enquanto isso, a junta soldada usada no teste CTOD e no teste ESSO duplex foi produzida usando-se SMAW. O SMAW foi soldagem vertical sob condições em que a entrada de calor foi 3,5 kJ/cm a 4,0 kJ/cm, e a temperatura de pré aquecimento e a temperatura entre passes foi 100°C ou menos.

A característica de supressão da fratura dúctil instável da junta soldada foi avaliada a partir dos resultados dos testes acima do teste ESSO duplex da junta soldada (mudanças na superfície fraturada). Isto é, quando a propagação da fratura frágil se interrompeu, e então a fratura prosseguiu novamente devido à fratura dúctil instável (distância de ocorrência da fratura dúctil instável) foi registrada.

Nos Exemplos 1 a 26, uma vez que os componentes químicos, as razões de segregação de Ni, e as condições (teores, índices de irregularidade, e diâmetros de círculos equivalentes) da austenita após o resfriamen

49/50 to profundo foram adequados, os desempenhos de resistência à fratura do metal base e da junta soldada foram todos “passou”.

Nos Exemplos Comparativos 1 a 9, 12 a 14, 16 e 17, 19 e 20, 22, 27 e 28, uma vez que os componentes químicos não foram adequados, o desempenho de resistência à fratura do metal base ou da junta soldada foi “falhou”.

Nos exemplos Comparativos 10, 11, 25, e 26, uma vez que a razão de segregação de Ni não foi adequada, o desempenho de resistência à fratura do metal base ou da junta soldada foi “falhou”. Nos exemplos comparativos, as condições para o primeiro tratamento termomecânico não foram adequadas. Particularmente, nos Exemplos Comparativos 10, 11, e 25, os índices de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo também não foram adequados.

Nos Exemplos Comparativos 18, e 21, uma vez que a fração de austenita após o resfriamento profundo não foi adequado, a desempenho de resistência à fratura do metal base ou da junta soldada foi “falhou”. Nos Exemplos Comparativos 18, e 21, as condições para o segundo tratamento termomecânico e para o terceiro tratamento termomecânico não foram adequadas.

No Exemplo Comparativo 15, uma vez que o diâmetro de círculo equivalente da austenita após o resfriamento profundo não foi adequado, a desempenho de resistência à fratura do metal base ou da junta soldada foi “falhou”. No Exemplo Comparativo 15, as condições para o segundo tratamento termomecânico não foram adequados.

Enquanto isso, nos Exemplos 1, 8, 13, e 21, e nos Exemplos Comparativos 1, 8, 13, e 21, o resfriamento controlado no segundo tratamento termomecânico o resfriamento controlado no seguindo tratamento termomecânico foi resfriamento a ar. Similarmente, nos Exemplos diferentes dos Exemplos 2, 4, 6, 9, 14, 17, 20, 23, e 26, e nos Exemplos Comparativos diferentes dos Exemplos Comparativos 2, 4, 6, 9, 14, 17, 20, 23, e 26, o resfriamento controlado no terceiro tratamento termomecânico foi resfriamento a ar.

50/50

Até aqui foram descritos exemplos preferíveis da invenção, mas a invenção não é limitada aos exemplos. Dentro do escopo dos objetivos da invenção, a adição, remoção, substituição, e outras mudanças da configuração são possíveis. A invenção não é limitada pela descrição acima, e é limi5 tada apenas pelas reivindicações anexas.

Aplicabilidade Industrial

É possível fornecer uma chapa de aço barata que seja excelente em desempenho de resistência à fratura a aproximadamente -160°C com um teor de Ni de aproximadamente 9% e um método de produção da mesma.

Claims (6)

1. REIVINDICAÇÕES

   1. Chapa de aço com Ni adicionado, caracterizada pelo fato de que consiste, em % em massa:

   C: 0,04% a 0,10%;

   Si: 0,02% a 0,12%;

   Mn: 0,3% a 1,0%;

   Ni: mais de 7,5% a 10,0%;

   Al: 0,01% a 0,08%;

   T-O: 0,0001% a 0,0030%;

   P: limitado a 0,0100% ou menos;

   S: limitado a 0,0035% ou menos;

   N: limitado a 0,0070% ou menos; e opcionalmente, ainda, em % em massa, pelo menos um entre:

   Cr: 1,5% ou menos;

   Mo: 0,4% ou menos;

   Cu: 1,0% ou menos;

   Nb: 0,05% ou menos;

   Ti: 0,05% ou menos;

   V: 0,05% ou menos;

   B: 0,05% ou menos;

   Ca: 0,0040% ou menos;

   Mg: 0,0040% ou menos;

   REM: 0,0040% ou menos, o saldo consistindo em Fe e as inevitáveis impurezas, tais como Zn: menos de 0,002%; Sn: menos de 0,002%; Sb: menos de 0,002%; Zr: menos de 0,002%, sendo que a razão de segregação de Ni em uma área de 1/4 da espessura a partir da superfície da chapa na direção da espessura é 1,3 ou menos, a fração de austenita após o resfriamento profundo é 0,5% ou mais, o índice de irregularidade da austenita após o resfriamento profundo é 3,0 ou menos, e o diâmetro de círculo equivalente da austenita após o resfriamento profundo é 1 μ m ou menos,

   Petição 870180041820, de 18/05/2018, pág. 4/10
2. 2/3 sendo que um tratamento em que uma amostra é submersa em nitrogênio líquido e mantida por pelo menos 1 hora é referido como tratamento de resfriamento profundo.

   2. Chapa de aço com Ni adicionado, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a espessura da chapa é 4,5 mm a

   80 mm.
3. 3. Método para produzir uma chapa de aço com Ni adicionado, como definida na reivindicação 1, sendo o referido método caracterizado pelo fato de que compreende:

   executar um primeiro tratamento termomecânico em relação ao aço consistindo, em % em massa,

   C: 0,04% a 0,10%;

   Si: 0,02% a 0,12%;

   Mn: 0,3% a 1,0%;

   Ni: mais de 7,5% a 10,0%;

   Al: 0,01% a 0,08%;

   T-O: 0,0001% a 0,0030%;

   P: limitado a 0,0100% ou menos;

   S: limitado a 0,0035% ou menos;

   N: limitado a 0,0070% ou menos; e opcionalmente, ainda, em % em massa, pelo menos um entre: Cr: 1,5% ou menos;

   Mo: 0,4% ou menos;

   Cu: 1,0% ou menos;

   Nb: 0,05% ou menos;

   Ti: 0,05% ou menos;

   V: 0,05% ou menos;

   B: 0,05% ou menos;

   o saldo consistindo em Fe e as inevitáveis impurezas, tais como Zn: menos de 0,002%; Sn: menos de 0,002%; Sb: menos de 0,002%; Zr: menos de 0,002%

   Petição 870180041820, de 18/05/2018, pág. 5/10

   3/3 sendo que o aço é mantido a uma temperatura de aquecimento de 1250°C ou mais e 1380°C ou menos por 8 horas ou mais e 50 horas ou menos e posteriormente é resfriado por resfriamento a ar até 300°C ou menos;

   executar um segundo tratamento termomecânico em relação ao aço, onde o aço é aquecido até 900°C ou mais e 1270 °C ou menos, é submetido a uma laminação a quente a uma razão de redução da laminação de 2,0 ou mais e 40 ou menos enquanto a temperatura em um passe antes do passe final é controlada para 660°C ou mais e 90 0°C ou menos e posteriormente é resfriado imediatamente, e executar um terceiro tratamento termomecânico em relação ao aço, onde o aço é aquecido até 500°C ou mais e 650° C ou menos e posteriormente é resfriado.
4. 4. Método para produzir uma chapa de aço com Ni adicionado, de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que, no primeiro tratamento termomecânico, antes do resfriamento a ar, o aço é submetido a uma laminação a quente a uma razão de redução de laminação de 1,2 ou mais a 40 ou menos enquanto a temperatura em um passe antes do passe final é controlada para 800°C ou mais e 1200°C ou menos.
5. 5. Método para produzir uma chapa de aço com Ni adicionado, de acordo com a reivindicação 3 ou 4, caracterizado pelo fato de que, no segundo tratamento termomecânico, o aço é resfriado imediatamente após a laminação a quente e é reaquecido até 780°C ou mais e 900°C ou menos.
6. 6. Método para produzir uma chapa de aço com Ni adicionado, de acordo com qualquer uma das reivindicações 3 a 5, caracterizado pelo fato de que no segundo tratamento termomecânico, o resfriamento controlado é realizado por resfriamento a água ou resfriamento a ar e as extremidades de resfriamento a 200° C ou menos.