ES2181566B1 - Aceros con envejecimiento austenitico de resistencia ultra alta con excelente tenacidad a temperatura criogenica. - Google Patents
Aceros con envejecimiento austenitico de resistencia ultra alta con excelente tenacidad a temperatura criogenica.Info
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Abstract
Un acero de aleación baja, soldable, de resistencia ultra alta, con excelente tenacidad a temperatura criogénica en la chapa base y en la zona afectada por calor (HAZ) cuando se suelda, teniendo una resisrtencia a la tracción superior a 830 MPa (120 Ksi) y una microestructura microlaminada incluyendo capas de película de austenita y varilla de martensita de grano fino/bainita inferior, se prepara calentando una chapa gruesa de acero incluyendo hierro y los porcentajes en peso especificados de algunos o todos los aditivos de carbono, manganeso, níquel, nitrógeno, cobre, cromo, molibdeno, silicio, niobio, vanadio, titanio, aluminio y boro; reduciendo la chapa gruesa para formar chapa en una o varias pasadas en una banda de temperatura en la que recristaliza la austenita; efectuando un laminado de acabado en la chapa en una o varias pasadas en una banda de temperatura inferior a la temperatura de recristalización de la austenita y superior a la temperatura de transformación Ar3; enfriando rápidamente la chapa con laminado de acabado a una temperatura de parada de enfriamiento rápido (OST); parando el enfriamiento rápido; y, durante un período de tiempo, manteniendo la chapa de forma sustancialmente isotérmica a la OST o enfriando lentamente la chapa antes del enfriamiento al aire, o enfriando simplemente al aire la chapa a temperatura ambiente.
Description
Aceros con envejecimiento austenítico de
resistencia ultra alta con excelente tenacidad a temperatura
criogénica.
Esta invención se refiere a chapas de acero de
aleación baja, soldables, de resistencia ultra alta, con excelente
tenacidad a temperatura criogénica tanto en la chapa base como en la
zona afectada por calor (HAZ) cuando se suelda. Además, esta
invención se refiere a un método para producir tales chapas de
acero.
Se definen varios términos en la memoria
descriptiva siguiente. Por razones de conveniencia, se ofrece aquí
un Glosario de términos inmediatamente antes de las
reivindicaciones.
Frecuentemente hay que almacenar y transportar
fluidos volátiles, a presión, a temperaturas criogénicas, es decir,
a temperaturas inferiores a aproximadamente -40ºC (-40ºF). Por
ejemplo, se necesitan contenedores para almacenar y transportar gas
natural licuado a presión (PLNG) a una presión del orden de
aproximadamente 1035 kPa (150 psia) a aproximadamente 7590 kPa (1100
psia) y a una temperatura del orden de aproximadamente -123ºC
(-190ºF) a aproximadamente -62ºC (-80ºF). También se necesitan
contenedores para almacenar y transportar de forma segura y
económica otros fluidos volátiles con alta presión de vapor, como
metano, etano y propano, a temperaturas criogénicas. Para construir
tales contenedores de acero soldado, el acero debe tener adecuada
resistencia para resistir la presión de fluido y adecuada tenacidad
para evitar la iniciación de una fractura, es decir, un evento de
fallo, a las condiciones operativas, tanto en el acero base como en
la HAZ.
La Temperatura de Transición de Dúctil a Frágil
(DBTT) delinea los dos regímenes de fractura en aceros
estructurales. A temperaturas por debajo de la DBTT, el fallo del
acero tiende a producirse por fractura (frágil) por clivaje de baja
energía, mientras que a temperaturas por encima de la DBTT el fallo
del acero tiende a producirse por fractura dúctil de alta energía.
Los aceros soldados usados en la construcción de contenedores de
almacenamiento y transporte para dichas aplicaciones a temperatura
criogénica y para otros servicios de soporte de carga a temperatura
criogénica deben tener DBTTs por debajo de la temperatura de
servicio tanto en el acero base como la HAZ para evitar el fallo por
fractura por clivaje de baja energía.
Los aceros conteniendo níquel usados
convencionalmente para aplicaciones estructurales a temperatura
criogénica, por ejemplo, los aceros con contenido de níquel superior
a aproximadamente 3% en peso, tienen DBTTs bajas, pero también
tienen resistencias a la tracción relativamente bajas. Los aceros
comercialmente disponibles de 3,5% en peso de Ni, 5,5% en peso de Ni
y 9% en peso de Ni tienen típicamente DBTTs de aproximadamente
-100ºC (-150ºF), -155ºC (-250ºF) y -175ºC (-280ºF), respectivamente,
y resistencias a la tracción de hasta aproximadamente 485 MPa (70
ksi), 620 MPa (90 ksi) y 830 MPa (120 ksi), respectivamente. Para
lograr estas combinaciones de resistencia y tenacidad, estos aceros
experimentan en general un procesado costoso, por ejemplo,
tratamiento de recocido doble. En el caso de aplicaciones a
temperatura criogénica, la industria usa actualmente estos aceros
comerciales conteniendo níquel a causa de su buena tenacidad a
temperaturas bajas, pero debe diseñar en torno a sus resistencias a
la tracción relativamente bajas. Los diseños requieren en general
excesivos espesores del acero para aplicaciones de soporte de carga
a temperatura criogénica. Así, el uso de estos aceros conteniendo
níquel en aplicaciones de soporte de carga a temperatura criogénica
tiende a ser caro debido al alto costo del acero combinado con los
espesores requeridos del acero.
Por otra parte, varios aceros de aleación baja,
resistencia alta (HSLA) de contenido de carbono bajo y medio, del
estado de la técnica, disponibles en el mercado, por ejemplo aceros
AISI 4320 o 4330, tienen la posibilidad de ofrecer excelentes
resistencias a la tracción (por ejemplo, superiores a
aproximadamente 830 MPa (120 ksi)) y bajo costo, pero tienen en
general DBTTs relativamente altas y especialmente en la zona
afectada por el calor de la soldadura (HAZ). En general, con estos
aceros se tiende a que la soldabilidad y tenacidad a baja
temperatura disminuyan a medida que aumente la resistencia a la
tracción. Por esta razón, los aceros HSLA de la técnica actual,
disponibles en el mercado, no se consideran en general para
aplicaciones a temperatura criogénica. La alta DBTT de la HAZ en
estos aceros se debe en general a la formación de microestructuras
indeseables que surgen de los ciclos térmicos de soldadura en las
HAZs de grano basto y recalentadas intercríticamente, es decir, HAZs
calentadas a una temperatura de desde aproximadamente la temperatura
de transformación Ac_{1} a aproximadamente la temperatura de
transformación AC_{3} (Véase el Glosario para las definiciones de
las temperaturas de transformación Ac_{1} y Ac_{3}). La DBTT
aumenta considerablemente con el tamaño creciente del grano y los
constituyentes microestructurales quebradizos, como las islas de
martensita-austenita (MA), en la HAZ. Por ejemplo,
la DBTT para la HAZ en una tubería X100 de acero HSLA de la técnica
actual para transporte de petróleo y gas es superior a
aproximadamente -50ºC (-60ºF). Hay incentivos considerables en los
sectores del almacenamiento y transporte de energía para el
desarrollo de nuevos aceros que combinen las propiedades de
tenacidad a baja temperatura de dichos aceros comerciales
conteniendo níquel con los atributos de alta resistencia y bajo
costo de los aceros HSLA, a la vez que también proporcionan
excelente soldabilidad y la deseada capacidad de sección gruesa, es
decir, microestructura y propiedades sustancialmente uniformes, (por
ejemplo, resistencia y tenacidad) a espesores superiores a
aproximadamente 2,5 cm (1 pulgada).
En aplicaciones no criogénicas, la mayoría de los
aceros HSLA de contenido bajo y medio de carbono, de la técnica
actual, comercializados, debido a su tenacidad relativamente baja a
altas resistencias, se diseñan a una fracción de sus resistencias o,
alternativamente, se procesan a resistencias más bajas para alcanzar
tenacidad aceptable. En aplicaciones de ingeniería, estos
acercamientos conducen a mayor espesor en sección y por lo tanto,
mayor peso de los componentes y en último término mayores costos que
si el potencial de alta resistencia de los aceros HSLA se pudiese
utilizar totalmente. En algunas aplicaciones críticas, tal como
engranajes de alto rendimiento, los aceros que contienen más de
aproximadamente 3% en peso de Ni (tal como AISI 48XX, SAE 93XX,
etc.) se utilizan para mantener suficiente tenacidad. Este
acercamiento da lugar a incrementos sustanciales de los costos para
acceder a la excelente resistencia de los aceros HSLA. Un problema
adicional del uso de los aceros HSLA comerciales estándar es la
fisuración por hidrógeno en la HAZ, en particular cuando se utiliza
soldadura de baja entrada de calor.
Hay considerables incentivos económicos y clara
necesidad técnica de mejorar a bajo costo la tenacidad a
resistencias altas y ultra altas en aceros de aleación baja. En
particular, se necesita un acero de precio razonable que tenga
resistencia ultra alta, por ejemplo, resistencia a la tracción
superior a 830 MPa (120 ksi), y excelente tenacidad a temperatura
criogénica por ejemplo una DBTT inferior a aproximadamente -73ºC
(-100ºF), tanto en la chapa base como en la HAZ, para uso en
aplicaciones comerciales a temperatura criogénica.
En consecuencia, los objetos primarios de la
presente invención son mejorar la tecnología del acero HSLA de la
técnica actual para aplicabilidad a temperaturas criogénicas en tres
áreas clave: (i) disminución de la DBTT a menos de aproximadamente
-73ºC (-100ºF) en el acero base y en la HAZ de soldadura, (ii)
lograr resistencia a la tracción superior a 830 MPa (120 ksi), y
(iii) proporcionar excelente soldabilidad. Otros objetos de la
presente invención son lograr dichos aceros HSLA con
microestructuras y propiedades sustancialmente uniformes en todo el
espesor a espesores superiores a aproximadamente 2,5 cm (1 pulgada)
y hacerlo utilizando técnicas de procesado actuales disponibles en
el mercado de manera que el uso de estos aceros en procesos
comerciales a temperatura criogénica sea económicamente
factible.
De acuerdo con dichos objetos de la presente
invención, se facilita una metodología de procesado donde una chapa
gruesa de acero de aleación baja de la química deseada es
recalentada a una temperatura apropiada y después se lamina en
caliente para formar chapa de acero y se enfría rápidamente, al
final del laminado en caliente, mediante enfriamiento rápido con un
fluido adecuado, tal como agua, a una temperatura adecuada de parada
de enfriamiento rápido (QST) para producir una microestructura
microlaminada que incluye, preferiblemente, de aproximadamente 2% en
volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película de
austenita y de aproximadamente 90% en volumen a aproximadamente 98%
en volumen de varillas predominantemente de martensita de grano fino
y bainita inferior de grano fino. En una realización de esta
invención, la chapa de acero se enfría después al aire a temperatura
ambiente. En otra realización, la chapa de acero se mantiene de
forma sustancialmente isotérmica a la QST durante hasta
aproximadamente cinco (5) minutos, seguido de enfriamiento por aire
a temperatura ambiente. En otra realización, la chapa de acero se
enfría lentamente a una tasa inferior a aproximadamente 1,0ºC por
segundo (1,8ºF/s) durante hasta aproximadamente cinco (5) minutos,
seguido de enfriamiento por aire a temperatura ambiente. En el
sentido en que se utiliza al describir la presente invención,
enfriamiento rápido se refiere a enfriamiento acelerado mediante
cualquier medio por lo que se utiliza un fluido seleccionado por su
tendencia a aumentar la tasa de enfriamiento del acero, en
contraposición a enfriar por aire el acero a temperatura
ambiente.
Además, de acuerdo con dichos objetos de la
presente invención, los aceros procesados según la presente
invención son especialmente adecuados para muchas aplicaciones a
temperatura criogénica porque los aceros tienen las características
siguientes, preferiblemente para espesores de chapa de acero de
aproximadamente 2,5 cm (1 pulgada) y superiores: (i) DBTT inferior a
aproximadamente -73ºC (-100ºF) en el acero base y en la HAZ de
soldadura, (ii) resistencia a la tracción superior a 830 MPa (120
ksi), preferiblemente superior a aproximadamente 860 MPa (125 ksi),
y más preferiblemente superior a aproximadamente 900 MPa (130 ksi),
(iii) excelente soldabilidad, (iv) microestructura y propiedades
sustancialmente uniformes en todo el espesor, y (v) mejor tenacidad
en comparación con los aceros HSLA estándar, disponibles en el
mercado. Estos aceros pueden tener una resistencia a la tracción
superior a aproximadamente 930 MPa (135 ksi) o superior a
aproximadamente 965 MPa (140 ksi), o superior a aproximadamente 1000
MPa (145 ksi).
Las ventajas de la presente invención se
entenderán mejor por referencia a la siguiente descripción detallada
y los dibujos anexos en los que:
La figura 1 es un diagrama esquemático de
transformación de enfriamiento continuo (CCT) que muestra cómo el
proceso de envejecimiento austenítico de la presente invención
produce microestructura microlaminada en un acero según la presente
invención.
La figura 2A (técnica anterior) es una
ilustración esquemática que muestra una fisura por clivaje que se
propaga a través de los límites de varilla en una microestructura
mezclada de bainita inferior y martensita en un acero
convencional.
La figura 2B es una ilustración esquemática que
muestra un recorrido tortuoso de fisura debido a la presencia de la
fase austenítica en la microestructura microlaminada a en un acero
según la presente invención.
La figura 3A es una ilustración esquemática de
tamaño del grano de austenita en una chapa gruesa de acero después
del recalentamiento según la presente invención.
La figura 3B es una ilustración esquemática de
tamaño del grano de austenita de la técnica anterior (Véase el
Glosario) en una chapa gruesa de acero después del laminado en
caliente en la banda de temperatura a la que recristaliza la
austenita, pero antes del laminado en caliente en la banda de
temperatura a la que la austenita no recristaliza, según la presente
invención.
Y la figura 3C es una ilustración esquemática de
la estructura de grano alargado de torta en austenita, con tamaño de
grano efectivo muy fino en la dirección del espesor, de una chapa de
acero a la terminación de TMCP según la presente invención.
Aunque la presente invención se describirá en
conexión con sus realizaciones preferidas, se entenderá que la
invención no se limita a ellas. Por el contrario, se pretende que la
invención cubra todas las alternativas, modificaciones, y
equivalentes que puedan quedar incluidos dentro del espíritu y
alcance de la invención, definida en las reivindicaciones
anexas.
La presente invención se refiere al desarrollo de
nuevos aceros HSLA que satisfacen los retos antes descritos. La
invención se basa en una nueva combinación de química de acero y
procesado para obtener tanto endurecimiento intrínseco y
microestructural para bajar la DBTT como para mejorar la tenacidad a
altas resistencias a la tracción. El endurecimiento intrínseco se
logra mediante el equilibrio juicioso de elementos de aleación
críticos en el acero, como se describe con detalle en esta memoria
descriptiva. El endurecimiento microestructural resulta de lograr un
tamaño de grano efectivo muy fino así como de promover una
microestructura microlaminada. Con referencia a la figura 2B, la
microestructura microlaminada de aceros según esta invención se
compone preferiblemente de varillas alternas 28, predominantemente
de bainita inferior de grano fino o martensita de grano fino, y
capas de película de austenita 30. Preferiblemente, el espesor medio
de las capas de película de austenita 30 es inferior a
aproximadamente 10% del espesor medio de las varillas 28. Incluso
más preferiblemente, el espesor medio de las capas de película de
austenita 30 es aproximadamente 10 nm y el espesor medio de las
varillas 28 es aproximadamente 0,2 micras.
El envejecimiento austenítico se utiliza en la
presente invención para facilitar la formación de la microestructura
microlaminada promoviendo retención de las capas deseadas de
película de austenita a temperaturas ambiente. Como resulta familiar
a los expertos en la materia, el envejecimiento austenítico es un
proceso donde el envejecimiento de austenita en un acero calentado
tiene lugar antes del enfriamiento del acero a la banda de
temperatura donde la austenita se transforma típicamente en bainita
y/o martensita. Se conoce en la técnica que el envejecimiento
austenítico promueve la estabilización térmica de la austenita. La
combinación singular de química y procesado del acero de esta
invención proporciona un tiempo de retardo suficiente al inicio de
la transformación de bainita después de parar el enfriamiento para
permitir el adecuado envejecimiento de la austenita para la
formación de las capas de película de austenita en la
microestructura microlaminada. Por ejemplo, con referencia ahora a
la figura 1, un acero procesado según esta invención experimenta
laminación controlada 2 dentro de las bandas de temperatura
indicadas (como se describe con más detalle más adelante); el acero
experimenta después enfriamiento rápido 4 desde el punto de inicio
de enfriamiento rápido 6 hasta el punto de parada del enfriamiento
rápido (es decir, QST) 8. Después de parar el enfriamiento en el
punto de parada del enfriamiento rápido (QST) 8, (i) en una
realización, la chapa de acero se mantiene de forma sustancialmente
isotérmica a la QST durante un período de tiempo, preferiblemente
hasta aproximadamente 5 minutos, y después se enfría al aire a
temperatura ambiente, como ilustra la línea de trazos 12, (ii) en
otra realización, la chapa de acero se enfría lentamente desde la
QST a una tasa inferior a aproximadamente 1,0ºC por segundo
(1,8ºF/s) durante hasta aproximadamente 5 minutos, antes de dejar
que la chapa de acero se enfríe al aire a temperatura ambiente, como
ilustra la línea de trazo y dos puntos 11, (iii) en otra
realización, la chapa de acero se puede dejar enfriar al aire a
temperatura ambiente, como ilustra la línea de trazos 10. En
cualquiera de las realizaciones, las capas de película de austenita
se retienen después de la formación de varillas de bainita inferior
en la región de bainita inferior 14 y varillas de martensita en la
región de martensita 16. Se evitan la región de bainita superior 18
y la región de ferrita/perlita 19. En los aceros de la presente
invención, se produce envejecimiento austenítico mejorado debido a
la nueva combinación de química de acero y procesado descrita en
esta memoria descriptiva.
Los constituyentes de bainita y martensita y la
fase austenítica de la microestructura microlaminada están diseñados
para explotar los excelentes atributos de resistencia de la bainita
inferior de grano fino y la martensita en varillas de grano fino, y
la excelente resistencia a fractura por clivaje de la austenita. La
microestructura microlaminada se optimiza para maximizar
sustancialmente la tortuosidad en el recorrido de la fisura,
mejorando por ello la resistencia a la propagación de la fisura para
obtener endurecimiento microestructural considerable.
Según lo anterior, se facilita un método para
preparar una chapa de acero de resistencia ultra alta que tiene una
microestructura microlaminada que incluye de aproximadamente 2% en
volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película de
austenita y de aproximadamente 90% en volumen a aproximadamente 98%
en volumen de varillas predominantemente de martensita de grano fino
y bainita inferior de grano fino, incluyendo dicho método los pasos
de: (a) calentar una chapa gruesa de acero a una temperatura de
recalentamiento suficientemente alta para (i) homogeneizar
sustancialmente la chapa gruesa de acero, (ii) disolver
sustancialmente todos los carburos y carbonitruros de niobio y
vanadio en la chapa gruesa de acero, y (iii) establecer los granos
finos iniciales de austenita en la chapa gruesa de acero; (b)
reducir la chapa gruesa de acero para formar chapa de acero en una o
varias pasadas de laminado en caliente en una primera banda de
temperatura a la que recristaliza la austenita; (c) reducir más la
chapa de acero en una o varias pasadas de laminado en caliente en
una segunda banda de temperatura por debajo de aproximadamente la
temperatura T_{nr} y superior a aproximadamente la temperatura de
transformación Ar_{3}; (d) enfriar la chapa de acero a una tasa de
enfriamiento de aproximadamente 10ºC por segundo a aproximadamente
40ºC por segundo (18ºF/s-72ºF/s) a una temperatura
de parada de enfriamiento rápido (QST) inferior a aproximadamente la
temperatura de transformación M_{s} más 100ºC (180ºF) y superior a
aproximadamente la temperatura de transformación M_{s}; y (e)
parar dicho enfriamiento. En una realización, el método de esta
invención incluye además el paso de dejar que la chapa de acero se
enfríe al aire a temperatura ambiente desde la QST. En otra
realización, el método de esta invención incluye además el paso de
mantener la chapa de acero de forma sustancialmente isotérmica a la
QST durante hasta aproximadamente 5 minutos antes de dejar que la
chapa de acero se enfríe al aire a temperatura ambiente. En otra
realización, el método de esta invención incluye además el paso de
enfriar lentamente la chapa de acero desde la QST a una tasa
inferior a aproximadamente 1,0ºC por segundo (1,8ºF/s) durante hasta
aproximadamente 5 minutos antes de dejar que la chapa de acero se
enfríe al aire a temperatura ambiente. Este proceso facilita la
transformación de la microestructura de la chapa de acero de
aproximadamente 2% en volumen a aproximadamente 10% en volumen de
capas de película de austenita y de aproximadamente 90% en volumen a
aproximadamente 98% en volumen de varillas predominantemente de
martensita de grano fino y bainita inferior de grano fino (Véase el
Glosario para las definiciones de Temperatura T_{nr}, y de las
temperaturas de transformación Ar_{3} y M_{3}).
Para garantizar tenacidad a temperatura ambiente
y criogénica, las varillas en la microestructura microlaminada
incluyen preferiblemente predominantemente bainita inferior o
martensita. Es preferible minimizar sustancialmente la formación de
constituyentes quebradizos tal como bainita superior, martensita de
macla y MA. En el sentido en que se utiliza al describir la presente
invención, y en las reivindicaciones, ``predominantemente''
significa al menos aproximadamente 50 volumen por ciento. El resto
de la microestructura puede incluir bainita inferior de grano fino
adicional, martensita adicional en varillas de grano fino, o
ferrita. Más preferiblemente, la microestructura incluye al menos de
aproximadamente 60 por ciento en volumen a aproximadamente 80 por
ciento en volumen de bainita inferior o martensita en varillas.
Incluso más preferiblemente, la microestructura incluye al menos
aproximadamente 90 por ciento en volumen de bainita inferior o
martensita en varillas.
Una chapa gruesa de acero procesada según esta
invención se fabrica de forma ordinaria y, en una realización,
incluye hierro y los elementos de aleación siguientes,
preferiblemente en las bandas en peso indicadas en la tabla
siguiente I:
\catcode`\#=12\nobreak\centering\begin{tabular}{|l|l|}\hline\multicolumn{1}{|c|}{Elemento
de aleación }\+\multicolumn{1}{|c|}{Banda (% en peso)}\\\hline
Carbono (C) \+ 0,04-0,12, más preferiblemente
0,04-0,07 \\ Manganeso (Mn) \+
0,5-2,5, más preferiblemente 1,0-1,8
\\ Níquel (Ni) \+ 1,0-3,0, más preferiblemente
1,5-2,5 \\ Cobre (Cu) \+
0,1-1,0, más preferiblemente 0,2-0,5
\\ Molibdeno (Mo) \+ 0,1-0,8, más preferiblemente
0,2-0,4 \\ Niobio (Nb) \+
0,02-0,1, más preferiblemente
0,02-0,05 \\ Titanio (Ti) \+
0,008-0,03, más preferiblemente
0,01-0,02 \\ Aluminio (Al) \+
0,001-0,05, más preferiblemente
0,005-0,03 \\ Nitrógeno (N) \+
0,002-0,005, más preferiblemente
0,002-0,003
\\\hline\end{tabular}\par\vskip.5\baselineskip
A veces se añade cromo (Cr) al acero,
preferiblemente hasta aproximadamente 1,0% en peso, y más
preferiblemente de aproximadamente 0,2% en peso a aproximadamente
0,6% en peso.
A veces se añade silicio (Si) al acero,
preferiblemente hasta aproximadamente 0,5% en peso, más
preferiblemente de aproximadamente 0,01% en peso a aproximadamente
0,5% en peso, e incluso más preferiblemente aproximadamente 0,05% en
peso a aproximadamente 0,1% en peso.
El acero preferiblemente contiene al menos
aproximadamente 1% en peso de níquel. El contenido de níquel del
acero se puede incrementar por encima de aproximadamente 3% en peso
sí se desea mejorar el rendimiento después de la soldadura. Se
espera que cada adición de 1% en peso de níquel disminuya la DBTT
del acero aproximadamente 10ºC (18ºF). El contenido de níquel es
preferiblemente inferior a 9% en peso, más preferiblemente inferior
a aproximadamente 6% en peso. El contenido de níquel se minimiza
preferiblemente para minimizar el costo del acero. Si se incrementa
el contenido de níquel por encima de aproximadamente 3% en peso, el
contenido de manganeso se puede disminuir por debajo de
aproximadamente 0,5% en peso hasta 0,0% en peso.
A veces se añade boro (B) al acero,
preferiblemente hasta aproximadamente 0,0020% en peso, y más
preferiblemente de aproximadamente 0,0006% en peso a aproximadamente
0,0010% en peso.
Además, los residuos se minimizan preferiblemente
de forma sustancial en el acero. El contenido de fósforo (P) es
preferiblemente inferior a aproximadamente 0,01% en peso. El
contenido de azufre (S) es preferiblemente inferior a
aproximadamente 0,004% en peso. El contenido de oxígeno (O) es
preferiblemente inferior a aproximadamente 0,002% en peso.
Lograr una DBTT baja, por ejemplo, inferior a
aproximadamente -73ºC (-100ºF), es un reto clave en el desarrollo de
nuevos aceros HSLA para aplicaciones a temperatura criogénica. El
reto técnico es mantener/aumentar la resistencia en la presente
tecnología HSLA a la vez que se disminuye la DBTT, especialmente en
la HAZ. La presente invención utiliza una combinación de aleación y
procesado para alterar tanto las contribuciones intrínsecas como
microestructurales a la resistencia a la fractura de forma que se
produzca un acero de aleación baja con excelentes propiedades a
temperatura criogénica en la chapa base y en la HAZ, como se
describe más adelante.
En esta invención, el endurecimiento
microestructural se explota para disminuir la DBTT del acero base.
Este endurecimiento microestructural consiste en refinar el tamaño
anterior del grano de austenita, modificar la morfología del grano
mediante un proceso de laminación termomecánica controlada (TMCP), y
producir una microestructura microlaminada dentro de los granos
finos, encaminado todo ello a mejorar la zona interfacial de los
límites de ángulo alto por unidad de volumen en la chapa de acero.
Como resulta familiar a los expertos en la materia, ``grano'' en el
sentido en que se usa en la presente memoria significa un cristal
individual en un material policristalino, y ``límite de grano'' en
el sentido en que se usa en la presente memoria significa una zona
estrecha en un metal correspondiente a la transición de una
orientación cristalográfica a otra, separando así un grano de otro.
En el sentido en que se usa en la presente memoria, un ``límite de
grano de ángulo alto'' es un límite de grano que separa dos granos
adyacentes cuyas orientaciones cristalográficas difieren en más de
aproximadamente 8º. Además, en el sentido en que se usa en la
presente memoria, un ``límite o interfaz de ángulo alto'' es un
límite o interfaz que se comporta efectivamente como un límite de
grano de ángulo alto, es decir, tiende a desviar una fisura o
fractura que se propaga y, por lo tanto, induce tortuosidad en un
recorrido de fractura.
La contribución de TMCP a la zona interfacial
total de los límites de ángulo alto por unidad de volumen, Sv, se
define por la ecuación siguiente: Sv =
\frac{1}{d}(1+R+\frac{1}{R})+0,63 \;(r-30) donde:
d es el tamaño medio del grano de aistenita en
una chapa de acero laminada en caliente antes de la laminación en la
banda de temperatura a la que la austenita no recristaliza (el
tamaño anterior del grano de austenita);
R es la relación de reducción (grosor original de
la chapa gruesa de acero/grosor final de la chapa de acero); y
r es la reducción porcentual del espesor del
acero debida a laminación en caliente en la banda de temperatura en
la que la austenita no recristaliza.
Es conocido en la técnica que a medida que
aumenta la Sv de un acero, la DBTT disminuye, debido a deflexión de
fisura y la tortuosidad concomitante del recorrido de fractura en
los límites de ángulo alto. En la práctica TMCP comercial, el valor
de R se fija para un espesor de chapa dado y el límite superior para
el valor de r es típicamente 75. Dados los valores fijos para R y r,
Sv solamente se puede aumentar sustancialmente disminuyendo d, como
es evidente por la ecuación anterior. Para disminuir d en aceros
según la presente invención, se usa microaleación
Ti-Nb en combinación con la práctica TMCP
optimizada. Para la misma cantidad total de reducción durante la
laminación/deformación en caliente, un acero con un tamaño medio del
grano de austenita inicialmente más fino dará lugar a un tamaño
medio del grano de austenita más fino acabado. Por lo tanto, en ésta
invención la cantidad de adiciones de Ti-Nb se
optimiza para la práctica de recalentamiento bajo a la vez que se
produce la deseada inhibición del crecimiento del grano de austenita
durante TMCP. Con referencia a la figura 3A, una temperatura de
recalentamiento relativamente baja, preferiblemente entre
aproximadamente 955ºC y aproximadamente 1065ºC
(1750ºF-1950ºF), se utiliza para obtener
inicialmente un tamaño medio del grano de austenita D' de menos de
aproximadamente 120 micras en chapa gruesa de acero recalentada 32'
antes de la deformación en caliente. El procesado según esta
invención evita el crecimiento excesivo del grano de austenita que
resulta del uso de temperaturas de recalentamiento más altas, es
decir, superiores a aproximadamente 1095ºC (2000ºF), en TMCP
convencional. Para promover el afino del grano inducido por
recristalización dinámica, se emplean fuertes reducciones por pasada
superiores a aproximadamente 10% durante la laminación en caliente
en la banda de temperatura en la que recristaliza la austenita. Con
referencia ahora a la figura 3B, el procesado según esta invención
proporciona un tamaño medio anterior del grano de austenita D'' (es
decir, d) de menos de aproximadamente 30 micras, preferiblemente
menos de aproximadamente 20 micras, e incluso más preferiblemente
inferior a aproximadamente 10 micras, en chapa gruesa de acero 32''
después de la laminación en caliente (deformación) en la banda de
temperatura a la que recristaliza la austenita, pero antes del
laminado en caliente en la banda de temperatura a la que la
austenita no recristaliza. Además, para producir una reducción
efectiva del tamaño del grano en la dirección del espesor, se
realizan fuertes reducciones, preferiblemente superiores a
aproximadamente 70% acumulado, en la banda de temperatura por debajo
de aproximadamente la temperatura T_{nr} pero por encima de
aproximadamente la temperatura de transformación Ar_{3}. Con
referencia ahora a la figura 3C, la TMCP según esta invención da
lugar a la formación de una estructura de torta alargada en
austenita en una chapa de acero con laminado de acabado 32''' con
tamaño de grano efectivo muy fino D''' en la dirección del espesor,
por ejemplo, un tamaño efectivo del grano D''' inferior a
aproximadamente 10 micras, preferiblemente inferior a
aproximadamente 8 micras, e incluso más preferiblemente inferior a
aproximadamente 5 micras, mejorando así la zona interfacial de los
límites de ángulo alto, por ejemplo 33, por unidad de volumen en
chapa de acero 32''', como entenderán los expertos en la
materia.
Con más detalle, un acero según esta invención se
prepara formando una chapa gruesa de la composición deseada como se
describe en la presente memoria; calentando la chapa gruesa a una
temperatura de desde aproximadamente 955ºC a aproximadamente 1065ºC
(1750ºF-1950ºF); laminando en caliente la chapa
gruesa para formar chapa de acero en una o varias pasadas obteniendo
una reducción de aproximadamente 30 por ciento a aproximadamente 70
por ciento en una primera banda de temperatura a la que recristaliza
la austenita, es decir, superior a aproximadamente la temperatura
T_{nr}, y laminando más en caliente la chapa de acero en una o
varias pasadas obteniendo una reducción de aproximadamente 40 por
ciento a aproximadamente 80 por ciento en una segunda banda de
temperatura por debajo de aproximadamente la temperatura T_{nr} y
superior a aproximadamente la temperatura de transformación
Ar_{3}. La chapa de acero laminada en caliente se enfría después
rápidamente a una tasa de enfriamiento de aproximadamente 10ºC por
segundo a aproximadamente 40ºC por segundo
(18ºF-72ºF/s) a una QST adecuada por debajo de
aproximadamente la temperatura de transformación M_{s} más 100ºC
(180ºF) y superior a aproximadamente la temperatura de
transformación M_{s}, al tiempo en que se termina el enfriamiento
rápido. En una realización de esta invención, después de terminarse
el enfriamiento rápido, la chapa de acero se puede enfriar al aire a
temperatura ambiente desde la QST, como ilustra la línea de trazos
10 de la figura 1. En otra realización de esta invención, después de
terminarse el enfriamiento rápido, la chapa de acero se mantiene de
forma sustancialmente isotérmica a la QST durante un período de
tiempo, preferiblemente de hasta aproximadamente 5 minutos, y
después se enfría al aire a temperatura ambiente, como ilustra la
línea de trazos 12 de la figura 1. En otra realización como ilustra
la línea de trazo y dos puntos 11 de la figura 1, la chapa de acero
se enfría lentamente desde la QST a una tasa inferior a la del
enfriamiento por aire, es decir, a una tasa inferior a
aproximadamente 1ºC por segundo (1,8ºF/s), preferiblemente durante
hasta aproximadamente 5 minutos. En al menos una realización de esta
invención, la temperatura de transformación M_{s} es
aproximadamente 350ºC (662ºF) y, por lo tanto, la temperatura de
transformación M_{s} más 100ºC (180ºF) es aproximadamente 450ºC
(842ºF).
La chapa de acero se puede mantener de forma
sustancialmente isotérmica a la QST por cualesquiera medios
adecuados, como conocen los expertos en la materia, tal como
poniendo una manta térmica sobre la chapa de acero. La chapa de
acero se puede enfriar lentamente después de terminar el
enfriamiento rápido por cualesquiera medios adecuados, como es
conocido por los expertos en la materia, tal como poniendo una manta
aislante sobre la chapa de acero.
Como entienden los expertos en la materia, en el
sentido en que se usa en la presente memoria, reducción porcentual
del espesor se refiere a reducción porcentual del espesor de la
chapa gruesa de acero o chapa antes de la reducción indicada. A los
efectos de explicación solamente, sin limitar por ello esta
invención, una chapa gruesa de acero de aproximadamente 25,4 cm (10
pulgadas) de espesor se puede reducir aproximadamente 50% (una
reducción del 50 por ciento), en una primera banda de temperatura, a
un espesor de aproximadamente 12,7 cm (5 pulgadas) y reducirse
después aproximadamente 80% (una reducción de 80 por ciento), en una
segunda banda de temperatura, a un espesor de aproximadamente 2,5 cm
(1 pulgada). En el sentido en que se utiliza en la presente memoria,
``chapa gruesa'' significa un trozo de acero que tiene cualesquiera
dimensiones.
La chapa gruesa de acero se calienta
preferiblemente mediante medios adecuados para aumentar la
temperatura de sustancialmente toda la chapa gruesa, preferiblemente
toda la chapa gruesa, a la temperatura de recalentamiento deseada,
por ejemplo, poniendo la chapa gruesa en un horno durante un período
de tiempo. La temperatura específica de recalentamiento que se
deberá utilizar para cualquier composición de acero dentro de la
banda de la presente invención la pueden determinar fácilmente los
expertos en la materia mediante experimento o mediante cálculo
utilizando modelos adecuados. Además, la temperatura del horno y el
tiempo de recalentamiento necesarios para subir la temperatura de
sustancialmente toda la chapa gruesa, preferiblemente toda la chapa
gruesa, a la temperatura de recalentamiento deseada los pueden
determinar fácilmente los expertos en la técnica por referencia a
publicaciones industriales estándar.
Con excepción de la temperatura de
recalentamiento, que se aplica a sustancialmente toda la chapa
gruesa, las temperaturas siguientes referenciadas al describir el
método de tratamiento de esta invención son temperaturas medidas en
la superficie del acero. La temperatura superficial del acero se
puede medir usando un pirómetro óptico, por ejemplo, o con cualquier
otro dispositivo adecuado para medir la temperatura superficial del
acero. Las tasas de enfriamiento indicadas en la presente memoria
son las del centro, o sustancialmente en el centro, del espesor de
la chapa; y la temperatura de parada de enfriamiento rápido (QST) es
la temperatura más alta, o sustancialmente la más alta, que se
alcanza en la superficie de la chapa, después de parar el
enfriamiento rápido, a causa del calor transmitido desde el espesor
medio de la chapa. Por ejemplo, durante el procesado de caldos
experimentales de una composición de acero según esta invención, se
coloca un termopar en el centro, o sustancialmente en el centro, del
espesor de la chapa de acero para medir la temperatura en el centro,
mientras que la temperatura superficial se mide con un pirómetro
óptico. Se desarrolla una correlación entre la temperatura en el
centro y la temperatura superficial para uso durante tratamiento
siguiente de la misma, o sustancialmente la misma, composición de
acero, de tal manera que la temperatura en el centro se pueda
determinar mediante medición directa de la temperatura superficial.
Además, la temperatura y la tasa de flujo necesarias del fluido de
enfriamiento para realizar la tasa de enfriamiento acelerado deseada
la pueden determinar los expertos en la técnica por referencia a
publicaciones industriales estándar.
Para cualquier composición de acero dentro de la
banda de la presente invención, la temperatura que define el límite
entre la banda de recristalización y la banda de no
recristalización, la temperatura T_{nr}, depende de la química del
acero, en particular la concentración de carbono y la concentración
de niobio, de la temperatura de recalentamiento antes de la
laminación, y de la cantidad de reducción dada en las pasadas de
laminación. Los expertos en la técnica pueden determinar esta
temperatura para un acero particular según esta invención mediante
experimento o mediante cálculo con modelos. Igualmente, las
temperaturas de transformación Ar_{3} y M_{s} indicadas en la
presente memoria pueden ser determinadas por los expertos en la
técnica para cualquier acero según esta invención mediante
experimento o mediante cálculo con modelos.
La práctica TMCP así descrita da lugar a un valor
alto de Sv. Además, con referencia de nuevo a la figura 2B, la
microestructura microlaminada producida durante el envejecimiento
austenítico aumenta más la zona interfacial proporcionando numerosas
interfaces de ángulo alto 29 entre las varillas 28 predominantemente
de bainita inferior o martensita y las capas de película de
austenita 30. Esta configuración microlaminada, como se ilustra
esquemáticamente en la figura 2B, se puede comparar con la
estructura convencional de varillas de bainita/martensita sin las
capas entre varillas de película de austenita, como se ilustra en la
figura 2A. La estructura convencional ilustrada esquemáticamente en
la figura 2A se caracteriza por límites de ángulo bajo 20 (es decir,
límites que se comportan efectivamente como límites de ángulo bajo
del grano (véase el Glosario), por ejemplo, entre varillas 22
predominantemente de bainita inferior y martensita; y así, una vez
que se inicia una fisura por clivaje 24, se puede propagar a través
de los límites de varilla 20 con poco cambio de dirección. En
contraposición, la microestructura microlaminada en los aceros de la
presente invención, como ilustra la figura 2B, da lugar a
tortuosidad considerable en el recorrido de la fisura. Esto es
debido a que una fisura 26 que se inicia en una varilla 28, por
ejemplo, de bainita inferior o martensita, por ejemplo, tenderá a
cambiar los planos, es decir, cambiar las direcciones, en cada
interfaz de ángulo alto 29 con capas de película de austenita 30
debido a la diferente orientación del clivaje y los planos de
deslizamiento en los constituyentes de bainita y martensita y la
fase austenítica. Además, las capas de película de austenita 30
proporcionan despunte de una fisura progresiva 26 dando lugar a más
absorción de energía antes de que la fisura 26 se propague a través
de las capas de película de austenita 30. El despunte se produce por
varias razones. En primer lugar, la austenita FCC (definida en la
presente memoria) no exhibe comportamiento DBTT y los procesos de
esfuerzo cortante siguen siendo el único mecanismo de extensión de
la fisura. En segundo lugar, cuando la carga/deformación excede de
un cierto valor más alto en la punta de la fisura, la austenita
metaestable puede experimentar una transformación inducida por
esfuerzo o deformación en martensita dando lugar a Plasticidad
Inducida por Transformación (TRIP). La TRIP puede conducir a
absorción considerable de energía y disminuir la intensidad del
esfuerzo de la punta de la fisura. Finalmente, la martensita en
varillas que se forme a partir de procesos TRIP tendrá una
orientación diferente del plano de clivaje y resbalamiento que la de
los constituyentes preexistentes de bainita o martensita en varillas
haciendo más tortuoso el recorrido de la fisura. Como ilustra la
figura 2B, el resultado neto es que la resistencia a la propagación
de la fisura se mejora considerablemente en la microestructura
microlaminada.
Las interfaces de bainita/austenita o
martensita/austenita de aceros según la presente invención tienen
excelentes resistencias de unión interfacial y esto fuerza la
deflexión de la fisura en vez de la desunión interfacial. La
martensita en varillas de grano fino y la bainita inferior de grano
fino se producen como paquetes con límites de ángulo alto entre los
paquetes. Se forman varios paquetes dentro de una torta. Esto
proporciona otro grado de refinamiento estructural que da lugar a
mejor tortuosidad para la propagación de la fisura a través de estos
paquetes dentro de la torta. Esto da lugar a un aumento sustancial
de Sv y en consecuencia, a la disminución de la DBTT.
Aunque los acercamientos microestructurales antes
descritos son útiles para disminuir la DBTT en la chapa de acero
base, no son totalmente efectivos para mantener suficientemente baja
la DBTT en las regiones de grano basto de la HAZ de soldadura. Así,
la presente invención proporciona un método para mantener
suficientemente baja la DBTT en las regiones de grano basto de la
HAZ de soldadura utilizando los efectos intrínsecos de los elementos
de aleación, como se describe a continuación.
Los principales aceros ferríticos a temperatura
criogénica se basan en general en red cristalina cúbica de mallas
centradas (BCC). Aunque este sistema de cristal ofrece la
posibilidad de obtener altas resistencias a bajo costo, sufre una
transición pronunciada de comportamiento de fractura dúctil a frágil
a medida que disminuye la temperatura. Esto se puede atribuir
fundamentalmente a la fuerte sensibilidad del esfuerzo cortante
resuelto crítico (CRSS) (definido en la presente memoria) a la
temperatura en sistemas BCC, donde CRSS aumenta bruscamente con una
disminución de la temperatura, haciendo por ello más difíciles los
procesos de esfuerzo cortante y en consecuencia la fractura dúctil.
Por otra parte, el esfuerzo crítico para procesos de fractura frágil
tal como clivaje es menos sensible a la temperatura. Por lo tanto, a
medida que disminuye la temperatura, el clivaje deviene el modo de
fractura favorecido, dando lugar al inicio de fractura frágil de
baja energía. El CRSS es una propiedad intrínseca del acero y es
sensible a la facilidad con la que las dislocaciones pueden
deslizarse transversalmente después de la deformación es decir, un
acero en el que el deslizamiento transversal sea más fácil, también
tendrá un CRSS bajo y por lo tanto una DBTT baja. Es sabido que
algunos estabilizadores cúbicos de mallas centradas (FCC) tal como
Ni, promueven el deslizamiento transversal, mientras que los
elementos de aleación estabilizadores BCC tal como Si, Al, Mo, Nb y
V obstaculizan el deslizamiento transversal. En la presente
invención, el contenido de los elementos de aleación estabilizantes
BCC, tal como Ni y Cu, se optimiza preferiblemente, teniendo en
cuenta consideraciones de costo y el efecto beneficioso para
disminuir la DBTT, con aleación de Ni de preferiblemente al menos
aproximadamente 1,0% en peso y más preferiblemente al menos
aproximadamente 1,5% en peso; y el contenido de elementos de
aleación estabilizantes BCC en el acero se minimiza
sustancialmente.
Como resultado del endurecimiento intrínseco y
microestructural que resulta de la combinación única de química y
procesado para aceros según esta invención, los aceros tienen
excelente tenacidad a temperatura criogénica tanto en la chapa base
como la HAZ después de la soldadura. Las DBTTs tanto en la chapa
base como la HAZ después de la soldadura de estos aceros son
inferiores a aproximadamente -73ºC (100ºF) y pueden ser inferiores a
aproximadamente -107ºC (-160ºF).
La resistencia de la estructura microlaminada se
determina primariamente por el contenido de carbono de la martensita
en varillas y bainita inferior. En los aceros de aleación baja de la
presente invención, se realiza envejecimiento austenítico para
producir un contenido de austenita en la chapa de acero de
preferiblemente aproximadamente 2 por ciento en volumen a
aproximadamente 10 por ciento en volumen, más preferiblemente al
menos aproximadamente 5 por ciento en volumen. Las adiciones de Ni y
Mn de aproximadamente 1,0% en peso a aproximadamente 3,0% en peso y
de aproximadamente 0,5% en peso a aproximadamente 2,5% en peso,
respectivamente, se prefieren especialmente para obtener la fracción
de volumen deseada de austenita y el retardo del inicio de bainita
para envejecimiento austenítico. Las adiciones de cobre de
preferiblemente aproximadamente 0,1% en peso a aproximadamente 1,0%
en peso también contribuyen a la estabilización de la austenita
durante el envejecimiento austenítico.
En la presente invención, la intensidad deseada
se obtiene a un contenido de carbono relativamente bajo con las
ventajas concomitantes de soldabilidad y excelente tenacidad tanto
en el acero base como la HAZ. Se prefiere un mínimo de
aproximadamente 0,04% en peso de C en la aleación general para
alcanzar resistencia a la tracción superior a 830 MPa (120 ksi).
Aunque los elementos de aleación, distintos de C,
en aceros según esta invención carecen sustancialmente de
consecuencias con respecto a la resistencia máxima alcanzable en el
acero, estos elementos son deseables para obtener la necesaria
uniformidad en todo el espesor de la microestructura y resistencia
para un espesor de la chapa superior a aproximadamente 2,5 cm (1
pulgada) y para una banda de tasas de enfriamiento deseadas para la
flexibilidad del procesado. Esto es importante puesto que la tasa
real de enfriamiento en la sección media de una chapa gruesa es
menor que en la superficie. La microestructura de la superficie y el
centro puede ser así bastante diferente a no ser que el acero se
diseñe para eliminar su sensibilidad a la diferencia de la tasa de
enfriamiento entre la superficie y el centro de la chapa. A este
respecto, las adiciones de aleación de Mn y Mo, y especialmente las
adiciones combinadas de Mo y B, son especialmente efectivas. En la
presente invención, estas adiciones se optimizan para
consideraciones de templabilidad, soldabilidad, baja DBTT y de
costo. Como se ha expuesto previamente en esta memoria descriptiva,
desde el punto de vista de disminuir la DBTT, es esencial mantener
al mínimo las adiciones de aleación BCC totales. Los objetivos
químicos y las bandas preferidos se establecen para cumplir estos y
otros requisitos de esta invención.
Los aceros de esta invención están diseñados para
excelente soldabilidad. El aspecto más importante, especialmente con
soldadura de baja entrada de calor, es fisuración en frío o la
fisuración por hidrógeno en la HAZ de grano basto. Se ha hallado que
para aceros de la presente invención, la susceptibilidad a la
fisuración en frío queda afectada críticamente por el contenido de
carbono y el tipo de microestructura de la HAZ, no por la dureza y
carbono equivalente, que se han considerado parámetros críticos en
la técnica. Para evitar la fisuración en frío cuando el acero va a
ser soldado en condiciones de soldadura con precalentamiento nulo o
bajo (inferior a aproximadamente 100ºC (212ºF)), el límite superior
preferido para adición de carbono es aproximadamente 0,1% en peso.
En el sentido en que se usa en la presente memoria, sin limitar esta
invención en ningún aspecto, ``soldadura de baja entrada de calor''
significa soldadura con energías de arco de hasta aproximadamente
2,5 kilojulios por milímetro (kJ/mm) (7,6 kJ/pulgada).
Las microestructuras de bainita inferior o
martensita en varillas autotemplada ofrecen excelente resistencia a
la fisuración en frío. Otros elementos de aleación en los aceros de
esta invención se equilibran con esmero, en proporción a los
requisitos de templabilidad y resistencia, para garantizar la
formación de estas microestructuras deseables en la KAZ de grano
basto.
El papel de los varios elementos de aleación y
los límites preferidos en sus concentraciones para la presente
invención se exponen a continuación:
El carbono (C) es uno de los elementos de
refuerzo más efectivos en acero. También combina con los fuertes
formadores de carburo en el acero tal como Ti, Nb y V para
proporcionar inhibición del crecimiento del grano y intensificación
de la precipitación. El carbono también mejora la templabilidad, es
decir, la capacidad de formar microestructuras más duras y más
fuertes en el acero durante el enfriamiento. Si el contenido de
carbono es inferior a aproximadamente 0,04% en peso, generalmente no
es suficiente para inducir el acrecentamiento deseado de la
resistencia, es decir, una resistencia a la tracción superior a 830
MPa (120 ksi), en el acero. Si el contenido de carbono es superior a
aproximadamente 0,12% en peso, generalmente el acero es susceptible
de fisuración en frío durante la soldadura y la tenacidad se reduce
en la chapa de acero y su HAZ a la soldadura. Se prefiere un
contenido de carbono del orden de aproximadamente 0,04% en peso a
aproximadamente 0,12% en peso para producir las microestructuras de
HAZ deseadas, es decir, martensita autotemplada en varillas y
bainita inferior. Incluso más preferiblemente, el limite superior
del contenido de carbono es aproximadamente 0,07% en peso.
El manganeso (Mn) es un reforzador de
matriz en aceros y también contribuye intensamente a la
templabilidad. La adición de Mn es útil para obtener el tiempo de
retardo deseado de la transformación de bainita necesario para el
envejecimiento austenítico. Se prefiere una cantidad mínima de 0,5%
en peso de Mn para lograr la alta resistencia deseada en un espesor
de la chapa superior a aproximadamente 2,5 cm (1 pulgada), e incluso
se prefiere más un mínimo de al menos aproximadamente 1,0% en peso
de Mn. Sin embargo, demasiado Mn puede ser perjudicial para la
tenacidad, por lo que se prefiere un límite superior de
aproximadamente 2,5% en peso de Mn en la presente invención. Este
límite superior también se prefiere para minimizar sustancialmente
la segregación diametral que tiende a producirse en aceros de alto
contenido de Mn y de fundición continua y la no uniformidad
concomitante del espesor en la microestructura y las propiedades.
Más preferiblemente, el límite superior para el contenido de Mn es
aproximadamente 1,8% en peso. Si se incrementa el contenido de
níquel por encima de aproximadamente 3% en peso, se puede lograr la
alta resistencia deseada, sin la adición de manganeso. Por lo tanto,
en sentido amplio, se prefiere hasta aproximadamente 2,5% en peso de
manganeso.
Se añade silicio (Si) al acero a efectos
de desoxidación y se prefiere un mínimo de aproximadamente 0,01% en
peso para esta finalidad. Sin embargo, el Si es un estabilizador BCC
fuerte y así aumenta la DBTT y también tiene un efecto adverso en la
tenacidad. Por estas razones, cuando se añade Si, se prefiere un
límite superior de aproximadamente 0,5% en peso de Si. Más
preferiblemente, el límite superior del contenido de Si es
aproximadamente 0,1% en peso. El silicio no siempre es necesario
para la desoxidación puesto que el aluminio o titanio pueden llevar
a cabo la misma función.
Se añade niobio (Nb) para promover el
afino del grano de la microestructura laminada del acero, lo que
mejora tanto la resistencia como la tenacidad. La precipitación de
carburo de niobio durante la laminación en caliente sirve para
retardar la recristalización y para inhibir el crecimiento del
grano, proporcionando por ello unos medios de refino del grano de
austenita. Por estas razones, se prefiere al menos aproximadamente
0,02% en peso de Nb. Sin embargo, el Nb es un fuerte estabilizador
BCC y así aumenta la DBTT. Demasiado Nb puede ser perjudicial para
la soldabilidad y la tenacidad de la HAZ, por lo que se prefiere un
máximo de aproximadamente 0,1% en peso. Más preferiblemente, el
límite superior del contenido de Nb es aproximadamente 0,05% en
peso.
El titanio (Ti), cuando se añade en una
cantidad pequeña, es eficaz al formar partículas finas de nitruro de
titanio (TiN) que refinan el tamaño del grano tanto en la estructura
laminada como en la HAZ del acero. Así se mejora la tenacidad del
acero. Se añade Ti en una cantidad tal que la relación en peso de
Ti/N sea preferiblemente aproximadamente 3,4. El Ti es un
estabilizador BCC fuerte y así eleva la DBTT. El Ti excesivo tiende
a deteriorar la tenacidad del acero formando partículas más bastas
de TiN o de carburo de titanio (TiC). Un contenido de Ti inferior a
aproximadamente 0,008% en peso generalmente no puede proporcionar un
tamaño de grano suficientemente fino o unir el N en el acero como
TiN, mientras más que aproximadamente 0,03% en peso pueden producir
deterioro de la tenacidad. Más preferiblemente, el acero contiene al
menos aproximadamente 0,01% en peso de Ti y no más de
aproximadamente 0,02% en peso de Ti.
Se añade aluminio (Al) a los aceros de
esta invención a efectos de desoxidación. Para esta finalidad se
prefiere al menos aproximadamente 0,001% en peso de Al, e incluso se
prefiere más al menos aproximadamente 0,005% en peso de Al. El Al
une nitrógeno disuelto en la HAZ. Sin embargo, Al es un
estabilizador BCC fuerte y así eleva la DBTT. Si el contenido de Al
es demasiado alto, es decir, superior a aproximadamente 0,05% en
peso, hay tendencia a formar inclusiones del tipo de óxido de
aluminio (Al_{2}O_{3}), que tienden a ser perjudiciales para la
tenacidad del acero y su HAZ. Incluso más preferiblemente, el límite
superior para el contenido de Al es aproximadamente 0,03% en
peso.
El molibdeno (Mo) aumenta la templabilidad
de acero al enfriamiento rápido directo, especialmente en
combinación con boro y niobio. El Mo también es deseable para
promover el envejecimiento austenítico. Por estas razones, se
prefiere al menos aproximadamente 0,1% en peso de Mo, e incluso se
prefiere más al menos aproximadamente 0,2% en peso de Mo. Sin
embargo, el Mo es un estabilizador BCC fuerte y así eleva la DBTT.
El Mo excesivo tiende a producir fisuración en frío en soldadura, y
también tiende a deteriorar la tenacidad del acero y HAZ, por lo que
se prefiere un máximo de aproximadamente 0,8% en peso de Mo, e
incluso se prefiere más un máximo de aproximadamente 0,4% en peso de
Mo.
El cromo (Cr) tiende a aumentar la
templabilidad de acero en enfriamiento rápido directo. En pequeñas
adiciones, el Cr da lugar a estabilización de austenita. El Cr
también mejora la resistencia a la corrosión y la resistencia a la
fisuración inducida por hidrógeno (HIC). Al igual que el Mo, el Cr
excesivo tiende a producir fisuración en frío en las soldaduras, y
tiende a deteriorar la tenacidad del acero y su HAZ, de modo que,
cuando se añade Cr, se prefiere un máximo de aproximadamente 1,0% en
peso de Cr. Más preferiblemente, cuando se añade Cr, el contenido de
Cr es aproximadamente 0,2% en peso a aproximadamente 0,6% en
peso.
El níquel (Ni) es una adición de aleación
importante para los aceros de la presente invención para obtener la
DBTT deseada, especialmente en la HAZ. Es uno de los estabilizadores
FCC más fuertes en acero. La adición de Ni al acero mejora el
deslizamiento transversal y por ello disminuye la DBTT. Aunque no en
el mismo grado que las adiciones de Mn y Mo, la adición de Ni al
acero también promueve la templabilidad y por lo tanto la
uniformidad en todo el espesor de las microestructura y las
propiedades, tal como la resistencia y tenacidad, en las secciones
gruesas. La adición de Ni también es útil para obtener el tiempo de
retardo deseado de la transformación de bainita necesario para el
envejecimiento austenítico. Para lograr la DBTT deseada en la HAZ de
soldadura, el contenido mínimo de Ni es preferiblemente
aproximadamente 1,0% en peso, más preferiblemente aproximadamente
1,5% en peso. Dado que el Ni es un elemento de aleación caro, el
contenido de Ni del acero es preferiblemente inferior a
aproximadamente 3,0% en peso, más preferiblemente inferior a
aproximadamente 2-5% en peso, más preferiblemente
inferior a aproximadamente 2,0% en peso, e incluso más
preferiblemente inferior a aproximadamente 1,8% en peso, para
minimizar sustancialmente el costo del acero.
El cobre (Cu) es una adición de aleación
deseable para estabilizar la austenita para producir la
microestructura microlaminada. Para ello se añade preferiblemente al
menos aproximadamente 0,1% en peso, más preferiblemente al menos
aproximadamente 0,2% en peso de Cu. El Cu es también un
estabilizador FCC en acero y puede contribuir a la disminución de la
DBTT en pequeñas cantidades. El Cu es también beneficioso para la
resistencia a la corrosión y HIC. A mayores cantidades, el Cu induce
excesivo endurecimiento por precipitación mediante precipitados de
\epsilon-cobre. Esta precipitación, si no se
controla adecuadamente, puede disminuir la tenacidad y elevar la
DBTT tanto en la chapa base como la HAZ. El contenido más alto de Cu
también puede producir fragilidad durante la fundición de la chapa
gruesa y la laminación en caliente, siendo necesarias condiciones de
NI para mitigación. Por las razones anteriores, se prefiere un
límite superior de aproximadamente 1,0% en peso de Cu, e incluso se
prefiere más un límite superior de aproximadamente 0,5% en peso.
El boro (B) en pequeñas cantidades puede
aumentar en gran medida la templabilidad del acero y promover la
formación de microestructuras de acero de martensita en varillas,
bainita inferior, y ferrita suprimiendo la formación de bainita
superior, tanto en la chapa base como la HAZ de grano basto. En
general, se necesita al menos aproximadamente 0,0004% en peso de B
para esta finalidad. Cuando se añade boro a aceros de esta
invención, se prefiere desde aproximadamente 0,0006% en peso a
aproximadamente 0,0020% en peso, e incluso se prefiere más un límite
superior de aproximadamente 0,0010% en peso. Sin embargo, el boro
puede no ser una adición necesaria si otra aleación en el acero
proporciona templabilidad adecuada y la microestructura deseada.
El PWHT se realiza normalmente a altas
temperaturas, por ejemplo, superiores a aproximadamente 540ºC
(1000ºF). La exposición térmica de PWHT puede dar lugar a una
pérdida de resistencia en la chapa base así como en la HAZ de
soldadura debido a ablandamiento de la microestructura asociada con
la recuperación de la subestructura (es decir, pérdida de los
beneficios de procesado) y engrosamiento de las partículas de
cementita. Para superarlo, la química del acero base como se ha
descrito anteriormente se modifica preferiblemente añadiendo una
cantidad pequeña de vanadio. Se añade vanadio para intensificar la
precipitación formando partículas finas de carburo de vanadio (VC)
en el acero base y HAZ al PWHT. Este reforzamiento está destinado a
compensar sustancialmente la pérdida de resistencia después del
PWHT. Sin embargo, se ha de evitar el reforzamiento excesivo de VC
puesto que puede degradar la tenacidad y elevar DBTT tanto en la
chapa base como su HAZ. En la presente invención se prefiere un
límite superior de aproximadamente 0,1% en peso para V por estas
razones. El límite inferior es preferiblemente aproximadamente 0,02%
en peso. Más preferiblemente, se añade aproximadamente 0,03% en peso
a aproximadamente 0,05% en peso de V al acero.
Esta combinación expuesta de propiedades en los
aceros de la presente invención proporciona una tecnología
habilitante a bajo costo para algunas operaciones a temperatura
criogénica, por ejemplo, almacenamiento y transporte de gas natural
a temperaturas bajas. Estos nuevos aceros pueden proporcionar
ahorros considerables de costo de material para aplicaciones a
temperatura criogénica con respecto a los aceros comerciales de la
técnica actual, que requieren en general contenidos de níquel mucho
más altos (hasta aproximadamente 9% en peso) y tienen resistencias
mucho más bajas (inferiores a aproximadamente 830 MPa (120 ksi)). La
química y el diseño de la microestructura se utilizan para disminuir
más la DBTT y proporcionar propiedades mecánicas uniformes en el
espesor para espesores en sección superiores a aproximadamente 2,5
cm (1 pulgada). Estos nuevos aceros tienen preferiblemente
contenidos de níquel inferiores a aproximadamente 3% en peso,
resistencia a la tracción superior a 830 MPa (120 ksi),
preferiblemente superior a aproximadamente 860 MPa (125 ksi), y más
preferiblemente superior a aproximadamente 900 MPa (130 ksi),
temperaturas de transición de dúctil a frágil (DBTTs) inferiores a
aproximadamente -73ºC (-100ºF), y ofrecen excelente tenacidad en
DBTT. Estos nuevos aceros pueden tener una resistencia a la tracción
superior a aproximadamente 930 MPa (135 ksi), o superior a
aproximadamente 965 MPa (140 ksi), o superior a aproximadamente 1000
MPa (145 ksi). El contenido de níquel de estos acero se puede
incrementar por encima de aproximadamente 3% en peso si se desea
mejorar el rendimiento después de la soldadura. Se espera que cada
adición de 1% en peso de níquel disminuya más la DBTT del acero
aproximadamente 10ºC (18ºF). El contenido de níquel es
preferiblemente inferior a 9% en peso, más preferiblemente inferior
a aproximadamente 6% en peso. El contenido de níquel se minimiza
preferiblemente para minimizar el costo del acero.
Aunque la invención anterior se ha descrito en
términos de una o varias realizaciones preferidas, se deberá
entender que se puede hacer otras modificaciones sin apartarse del
alcance de la invención, que se expone en las reivindicaciones
siguientes.
\ent{Temperatura de transformación
AC _{1} :}La temperatura a la que comienza a formarse
austenita durante el calentamiento.
\ent{Temperatura de transformación
AC _{3} :}La temperatura a la que se termina la
transformación de ferrita en austenita durante el calentamiento.
\ent{Al _{2} O _{3} :}Oxido de
aluminio.
\ent{Temperatura de transformación
Ar _{3} :}La temperatura a la que la austenita comienza a
transformarse en ferrita durante el enfriamiento.
\ent{BCC:}Cúbico de mallas
centradas.
\ent{Tasa de enfriamiento:}Tasa de
enfriamiento en el centro, o sustancialmente en el centro, del
espesor de la chapa.
\ent{CRSS (esfuerzo cortante resuelto
crítico):}Una propiedad intrínseca de un acero, sensible a la
facilidad con que las dislocaciones pueden deslizarse
transversalmente después de la deformación, es decir, un acero en
el que el deslizamiento transversal sea más fácil, también tendrá
un CRSS bajo y por lo tanto una DBTT baja.
\ent{Temperatura criogénica:}Cualquier
temperatura inferior a aproximadamente -40ºC (-40ºF).
\ent{DBTT (temperatura de
transición de dúctil a frágil):}Delinea los dos regímenes de
fractura en aceros estructurales; a temperaturas por debajo de la
DBTT, el fallo tiende a producirse por fractura (frágil) por
cliviaje de baja energía, mientras que a temperaturas superiores a
la DBTT, el fallo tiende a producirse por fractura dúctil de alta
energía.
\ent{FCC:}Cúbico de mallas
centradas.
\ent{Grano:}Un cristal individual en
un material policristalino.
\ent{Limite de grano:}Una zona
estrecha en un metal correspondiente a la transición de una
orientación cristalográfica a otra, separando así un grano de
otro.
\ent{HAZ:}Zona afectada por calor.
\ent{HIC:}Fisuración inducida por
hidrógeno.
\ent{Límite o interfaz de ángulo
alto:}Límite o interfaz que se comporta efectivamente como un
límite de grano de ángulo alto, es decir, tiende a desviar una
fisura o fractura que se propaga y, así inducir la tortuosidad en
un recorrido de fractura.
\ent{Límite de grano de ángulo
alto:}Un límite de grano que separa dos granos adyacentes
cuyas orientaciones cristalográficas difieren en más de
aproximadamente 8º.
\ent{HSLA:}Alta resistencia, baja
aleación.
\ent{Recalentado
intercríticamente:}Calentado (o recalentado) a una
temperatura de desde aproximadamente la temperatura de
transformación Ac_{1} a aproximadamente la temperatura de
transformación Ac_{3}.
\ent{Acero de aleación baja:}Un acero
conteniendo hierro y menos de aproximadamente 10% en peso total
de aditivos de aleación.
\ent{Límite de grano de ángulo
bajo:}Un límite de grano que separa dos granos adyacentes
cuyas orientaciones cristalográficas difieren en menos de
aproximadamente 8º.
\ent{Soldadura de baja entrada de
calor:}Soldadura con energías de arco de hasta aproximadamente
2,5 kJ/mm (7,6 kJ/pulgada).
\ent{MA:}Martensita-austenita.
\ent{Temperatura de transformación
M _{s} :}La temperatura a la que comienza la transformación
de austenita en martensita durante el enfriamiento.
\ent{Predominantemente:}En el sentido
en que se utiliza al describir la presente invención, significa al
menos aproximadamente 50 por ciento en volumen.
\ent{Tamaño anterior del grano de
austenita:}Tamaño medio del grano de austenita en una chapa de
acero laminada en caliente antes de la laminación en la banda de
temperatura a la que la austenita no recristaliza.
\ent{Enfriamiento rápido:}En el
sentido en que se utiliza al describir la presente invención,
enfriamiento acelerado mediante cualquier medio por lo que se
utiliza un fluido seleccionado por su tendencia a aumentar la
tasa de enfriamiento del acero, en contraposición a enfriamiento
por aire.
\ent{Temperatura de parada de
enfriamiento rápido (QST):}La temperatura más alta, o
sustancialmente la más alta, que se alcanza en la superficie de la
chapa, después de parar el enfriamiento rápido, a causa del calor
transmitido desde el espesor medio de la chapa.
\ent{Chapa gruesa:}Un trozo de acero
que tiene cualesquiera dimensiones.
\ent{Sv:}Zona interfacial total de los
límites de ángulo alto por unidad de volumen en chapa de
acero.
\ent{Resistencia a la
tracción:}En prueba de tracción, la relación de la carga
máxima al área original en sección transversal.
\ent{TiC:}Carburo de titanio.
\ent{TiN:}Nitruro de titanio.
\ent{Temperatura T _{nr} :}La
temperatura por debajo de la que la austenita no recristaliza.
y
\ent{TMCP:}Procesado de laminación
termomecánica controlada.
Claims (22)
1. Un método para preparar una chapa de acero que
tiene una microestructura microlaminada que incluye aproximadamente
2% en volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película
de austenita y de aproximadamente 90% en volumen a aproximadamente
98% en volumen de varillas predominantemente de martensita de grano
fino y bainita inferior de grano fino, incluyendo dicho método los
pasos de:
- (a)
- calentar una chapa gruesa de acero a una temperatura de recalentamiento suficientemente alta para (i) homogeneizar sustancialmente dicha chapa gruesa de acero, (ii) disolver sustancialmente todos los carburos y carbonitruros de niobio y vanadio en dicha chapa gruesa de acero, y (iii) establecer granos finos iniciales de austenita en dicha chapa gruesa de acero;
- (b)
- reducir dicha chapa gruesa de acero para formar chapa de acero en una o varias pasadas de laminado en caliente en una primera banda de temperatura a la que recristaliza la austenita;
- (c)
- reducir más dicha chapa de acero en una o varias pasadas de laminado en caliente en una segunda banda de temperatura por debajo de aproximadamente la temperatura T_{nr} y superior a aproximadamente la temperatura de transformación Ar_{3};
- (d)
- enfriar rápidamente dicha chapa de acero a una tasa de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo a aproximadamente 40°C por segundo (18°F/s-72°F/s) a una temperatura de parada de enfriamiento rápido inferior a aproximadamente la temperatura de transformación M_{s} más 100°C (180°C) y superior a aproximadamente la temperatura de transformación M_{s}; y
- (e)
- parar dicho enfriamiento, para facilitar la transformación de dicha chapa de acero en una microestructura microlaminada de aproximadamente 2% en volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película de austenita y de aproximadamente 90% en volumen a aproximadamente 98% en volumen de varillas predominantemente de martensita de grano fino y bainita inferior de grano fino.
2. El método de la reivindicación 1, donde dicha
temperatura de recalentamiento del paso (a) es entre aproximadamente
955°C y aproximadamente 1065°C (1750°F-1950°F).
3. El método de la reivindicación 1, donde dichos
granos finos iniciales de austenita del paso (a) tienen un tamaño
de grano de menos de aproximadamente 120 micras.
4. El método de la reivindicación 1, donde se
produce una reducción del espesor de dicha chapa gruesa de acero de
aproximadamente 30% a aproximadamente 70% en el paso (b).
5. El método de la reivindicación 1, donde se
produce una reducción del espesor de dicha chapa de acero de
aproximadamente 40% a aproximadamente 80% en el paso (c).
6. El método de la reivindicación 1, incluyendo
además el paso de dejar que dicha chapa de acero se enfríe al aire
a temperatura ambiente desde dicha temperatura de parada de
enfriamiento rápido.
7. El método de la reivindicación 1, incluyendo
además el paso de mantener dicha chapa de acero sustancialmente
isotérmicamente a dicha temperatura de parada de enfriamiento rápido
durante hasta aproximadamente 5 minutos.
8. El método de la reivindicación 1, incluyendo
además el paso de enfriar lentamente dicha chapa de acero a dicha
temperatura de parada de enfriamiento rápido a una tasa inferior a
aproximadamente 1,0°C por segundo (1,8°F/s) durante hasta
aproximadamente 5 minutos.
9. El método de la reivindicación 1, donde dicha
chapa gruesa de acero del paso (a) incluye hierro y los elementos
de aleación siguientes en los porcentajes en peso indicados:
- de aproximadamente 0,04% a aproximadamente 0,12% de C,
- de al menos aproximadamente 1% hasta menos de aproximadamente 9% de Ni,
- de aproximadamente 0,1% a aproximadamente 1,0% de Cu,
- de aproximadamente 0,1% a aproximadamente 0,8% de Mo,
- de aproximadamente 0,02% a aproximadamente 0,1% de Nb,
- de aproximadamente 0,008% a aproximadamente 0,03% de Ti,
- de aproximadamente 0,001% a aproximadamente 0,05% de Al, y
- de aproximadamente 0,002% a aproximadamente 0,005% de N.
10. El método de la reivindicación 9, donde dicha
chapa gruesa de acero incluye menos de aproximadamente 6% en peso
de Ni.
11. El método de la reivindicación 9, donde dicha
chapa gruesa de acero incluye menos de aproximadamente 3% en peso
de Ni e incluye además de aproximadamente 0,5% en peso a
aproximadamente 2,5% en peso de Mn.
12. El método de la reivindicación 9, donde dicha
chapa gruesa de acero incluye además al menos un aditivo
seleccionado del grupo que consta de (i) hasta aproximadamente 1,0%
en peso de Cr, (ii) hasta aproximadamente 0,5% en peso de Si, (iii)
de aproximadamente 0,02% en peso a aproximadamente 0,10% en peso de
V, y (iv) hasta aproximadamente 2,5% en peso de Mn.
13. El método de la reivindicación 9, donde dicha
chapa gruesa de acero incluye además de aproximadamente 0,0004% en
peso a aproximadamente 0,0020% en peso de B.
14. El método de la reivindicación 1 donde,
después del paso (e), dicha chapa de acero tiene una DBTT inferior
a aproximadamente -73°C (-100°F) tanto en dicha chapa base como su
HAZ y tiene una resistencia a la tracción superior a 830 MPa (120
ksi).
15. Una chapa de acero que tiene una
microestructura microlaminada, que incluye de aproximadamente 2% en
volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película de
austenita y de aproximadamente 90% en volumen a aproximadamente 98%
en volumen de varillas de martensita de grano fino y bainita
inferior de grano fino, que tiene una resistencia a la tracción
superior a 830 MPa (120 ksi), y que tiene una DBTT de inferior a
aproximadamente -73°C (-100°F) tanto en dicha chapa de acero como
su HAZ, y donde dicha chapa de acero se produce a partir de una
chapa gruesa de acero recalentada que incluye hierro y los
elementos de aleación siguientes en los porcentajes en peso
indicados:
- de aproximadamente 0,04% a aproximadamente 0,12% de C,
- de al menos aproximadamente 1% hasta menos de aproximadamente 9% de Ni,
- de aproximadamente 0,1% a aproximadamente 1,0% de Cu,
- de aproximadamente 0,1% a aproximadamente 0,8% de Mo,
- de aproximadamente 0,02% a aproximadamente 0,1% de Nb,
- de aproximadamente 0,008% a aproximadamente 0,03% de Ti,
- de aproximadamente 0,001% a aproximadamente 0,05% de Al, y
- de aproximadamente 0,002% a aproximadamente 0,005% de N.
16. La chapa de acero de la reivindicación 15,
donde dicha chapa gruesa de acero incluye menos de aproximadamente
6% en peso de Ni.
17. La chapa de acero de la reivindicación 15,
donde dicha chapa gruesa de acero incluye menos de aproximadamente
3% en peso de Ni e incluye además de aproximadamente 0,5% en peso a
aproximadamente 2,5% en peso de Mn.
18. La chapa de acero de la reivindicación 15,
incluyendo además al menos un aditivo seleccionado del grupo que
consta de (i) hasta aproximadamente 1,0% en peso de Cr, (ii) hasta
aproximadamente 0,5% en peso de Si, (iii) de aproximadamente 0,02%
en peso a aproximadamente 0,10% en peso de V, y (iv) hasta
aproximadamente 2,5% en peso de Mn.
19. La chapa de acero de la reivindicación 15,
incluyendo además de aproximadamente 0,0004% en peso a
aproximadamente 0,0020% en peso de B.
20. La chapa de acero de la reivindicación 15,
donde dicha microestructura microlaminada se optimiza para
maximizar sustancialmente la tortuosidad del recorrido de fisura
mediante procesado de laminación termomecánica controlada que
proporciona una pluralidad de interfaces de ángulo alto entre
dichas varillas de martensita de grano fino y bainita inferior de
grano fino y dichas capas de película de austenita.
21. Un método para mejorar la resistencia a la
propagación de la fisura de una chapa de acero, incluyendo dicho
método procesar dicha chapa de acero para producir una
microestructura microlaminada que incluye de aproximadamente 2% en
volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película de
austenita y de aproximadamente 90% en volumen a aproximadamente 98%
en volumen de varillas predominantemente de martensita de grano
fino y bainita inferior de grano fino, optimizándose dicha
microestructura microlaminada para maximizar sustancialmente la
tortuosidad del recorrido de fisura mediante procesado de
laminación termomecánica controlada que proporciona una pluralidad
de interfaces de ángulo alto entre dichas varillas de martensita de
grano fino y bainita inferior de grano fino y dichas capas de
película de austenita.
22. El método de la reivindicación 21, donde
dicha resistencia a la propagación de fisura de dicha chapa de
acero se mejora más, y se mejora la resistencia a la propagación de
fisura de la HAZ de dicha chapa de acero cuando se suelda,
añadiendo desde al menos aproximadamente 1,0% hasta menos de
aproximadamente 9% en peso de Ni y al menos aproximadamente 0,1% en
peso de Cu, y minimizando sustancialmente la adición de elementos
estabilizantes BCC.
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