ES2202017T3

ES2202017T3 - Acero de alta resistencia, aleacion baja y resistente a altas temperaturas.

Info

Publication number: ES2202017T3
Application number: ES00402312T
Authority: ES
Inventors: Nobuyoshi Komai; Fujimitsu Masuyama; Tomomitsu Yokoyama; Hiroyuki Hirata; Kaori Kawano; Takao Kan
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd; Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd; Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-08-18
Filing date: 2000-08-18
Publication date: 2004-04-01
Anticipated expiration: 2020-08-18
Also published as: KR20010021263A; DE60003501T2; CN1286317A; US6379611B1; EP1081244A1; DE60003501D1; EP1081244B1; JP3565331B2; CN1103380C; KR100386134B1; JP2001131682A; ATE243779T1

Abstract

Un acero de alta resistencia, aleación baja, resistente al calor que tiene un diámetro medio del grano de cristal de a lo sumo 110 ìm e incluyendo, en porcentaje en masa: C: 0, 03-0, 15% Si: a lo sumo 1% Mn: a lo sumo 2% P: a lo sumo 0, 03% S: a lo sumo 0, 03% Ni: a lo sumo 0, 5% Cu: al menos 0, 01% pero menos de 0, 1% Cr: 1, 8-2, 8% V: 0, 1-0, 3% Nb: 0, 01-0, 08% Mo: 0, 05-0, 35% W: 1, 2-1, 8% Ti: 0, 001-0, 05% B: 0-0, 02% Al: a lo sumo 0, 1% O: a lo sumo 0, 1 N: en una cantidad que cumple la fórmula (1) [%N] = [%Ti] + 5[%B] + 0, 004 (1) y el resto de Fe e impurezas inevitables.

Description

Acero de alta resistencia, aleación baja y resistente a altas temperaturas.

Antecedentes de la invención 1. Campo de la invención

Esta invención se refiere a un acero de alta resistencia, aleación baja, resistente al calor que tiene excelente resistencia a fisuras por tratamiento térmico, es decir, tiene baja susceptibilidad a fisuras formadas en juntas soldadas durante el tratamiento térmico después de la soldadura.

2. Descripción de la técnica relacionada

Los ejemplos de materiales conocidos de alta temperatura para uso en tubos resistentes al calor y resistentes a la presión para calderas, equipo químico, y dispositivos similares incluyen aceros de baja aleación, resistentes al calor conteniendo un pequeño porcentaje de Cr, aceros ferríticos resistentes al calor de alto contenido de Cr conteniendo 9-12% de Cr, y aceros inoxidables austeníticos tipificados por acero de 18% Cr - 8% Ni. De estos materiales, el acero de baja aleación, resistente al calor tipificado por acero de 2,25% Cr - 1% Mo (el llamado acero 2 1/4 Cr - 1% Mo) es barato, de modo que se utiliza en grandes cantidades.

Los aceros de baja aleación, resistentes al calor conteniendo un pequeño porcentaje de Cr tienen típicamente una textura de ferrita tal como bainita templada o martensita templada. En comparación con los aceros resistentes al calor de alto contenido de Cr y los aceros con una textura austenítica, su resistencia a alta temperatura es baja. Por esta razón, en los últimos años, ha habido numerosas propuestas para mejorar la resistencia a alta temperatura de los aceros de baja aleación, resistentes al calor añadiendo Mo, W, Nb, V, y otro elemento de aleación a un acero aleado bajo.

Por ejemplo, la Patente japonesa número 2659813 describe un acero que contiene Cr: 0,7-3%, Mo: 0,3-1,5%, V: 0,05-0,35%, Nb: 0,01-0,12%, y N: 0,01-0,05%, y que se ajusta además de manera que contenga W: 0,5-2,4%, B: 0,0005-0,015%, Al: a lo sumo 0,1%, y Ti: 0,05-0,2%. El acero se calienta a una temperatura de al menos 1100ºC y se enfría después a temperatura ambiente, se realiza trabajo plástico a temperatura ambiente o durante el trabajo o durante el enfriamiento en una banda de temperatura en la que no tendrá lugar recristalización, y finalmente se realizan normalización a una temperatura inferior a 1100ºC y temple a una temperatura no superior a A_{C1} para fabricar un acero en el que se disminuye el grado de ablandamiento de las zonas afectadas por calor de soldadura y en el que se mejoran las propiedades de impacto del material base y que se puede usar para una temperatura de hasta aproximadamente 600ºC.

La Solicitud de Patente japonesa publicada no examinada Kokai Hei 4-268040 describe un acero de baja aleación, resistente al calor que tiene excelente resistencia a la fluencia y tenacidad y que contiene Cr: 1,5-3,5%, W: 1-3%, V: 0,1-0,35%, Nb: 0,01-0,1%, B: 0,0001-0,02%, N: menos de 0,005%, Al: menos de 0,005%, y Ti: 0,001-0,1%, y si es necesario contiene además uno o varios de La, Ce, Y, Ca, Zr, y Ta, cada uno en una cantidad de 0,01-0,2% y Mg en una cantidad de 0,0005-0,05%, y contiene además Mo: 0,01-0,4%, cumpliendo las cantidades de Ti y N la fórmula:

0,080 \geq Ti(%) - (48/14)N(%) \geq 0,003.

La Solicitud de Patente japonesa no examinada publicada Kokai Hei 5-345949 describe un acero ferrítico resistente al calor de bajo contenido de Cr con excelente tenacidad y resistencia a la fluencia que incluye Cr: 1,5-3,5%, W: 1,0-3,0%, V: 0,10-0,35%, Nb: 0,01-0,10%, B: 0,0001-0,02%, N: menos de 0,005%, Al: menos de 0,005%, Ti: al menos 0,001% y menos de 0,050%, Cu: 0,10-2,50%, y si es necesario contiene Mo: 0,01-0,40% y uno o varios de La, Ce, Y, Ca, Zr, y Ta, cada uno en una cantidad de 0,01-0,20% y Mg en una cantidad de 0,0005-0,05%, y entre impurezas, P: a lo sumo 0,03%, y S: a lo sumo 0,015%.

Este acero tiene alta resistencia a la fluencia, de modo que el contenido de N y el contenido de Al se limitan a menos de 0,005%, y se añade Ti para fijar N, y se añade B. Además, para mejorar la resistencia de las soldaduras, se añaden Ti, Cu y W. Se añade Cu para mejorar la resistencia a la oxidación y la resistencia a la corrosión, mientras que se añaden V, Nb y W para mejorar la resistencia.

La Solicitud de Patente japonesa no examinada publicada Kokai Hei 8-325669 describe un acero ferrítico resistente al calor de bajo contenido de Cr y contenido ultrabajo de Mn, de excelente resistencia a alta temperatura que contiene Cr: 0,8-3,5%, W: 0,01-3,0%, V: 0,1-0,5%, Nb: 0,01-0,20%, Al: 0,001-0,05%, Mg: 0,0005-0,05%, B: 0,0020-0,02%, N: menos de 0,005%, P: a lo sumo 0,03%, y S: a lo sumo 0,015%, y si es necesario contiene Mo: 0,01-1,5%, y uno o varios de La, Ce, Y, Ca, y Ta, cada uno en una cantidad de 0,01-0,2%, y un resto de Fe e impurezas inevitables, donde el contenido de B cumple la fórmula:

(14/11)B > N – N(V/51) / {(C/12) + (N/14)} – Nb(Nb/93} / {(C/12)+(N/14)}.

En este acero, se añade W para mejorar la resistencia a la fluencia a alta temperatura, la cantidad de Mn se limita a menos de 0,1% para suprimir la disminución del efecto de W después de largos períodos de uso, y se añade B para evitar una disminución de la resistencia y tenacidad e incrementar la resistencia a la fluencia a alta temperatura. Para garantizar la efectividad de B, la cantidad de B se controla por la fórmula anterior con relación a N, V, C y Nb.

La Solicitud de Patente japonesa no examinada publicada Kokai Hei 10-8194 describe un acero ferrítico que tiene excelente soldabilidad y resistencia a alta temperatura que incluye Cr: 0,3-1,5%, W: 0,1-3%, V: 0,01-0,5%, Nb: 0,01-0,2%, Al: 0,001-0,05%, B: 0,0001-0,02%, N: 0,001-0,03%, P: a lo sumo 0,025%, y S: a lo sumo 0,015%, si es necesario uno o varios de Mo: 0,01-3%, Ca, Ti, Zr, Y, La, Ce, y Ta, cada uno en una cantidad de 0,01-0,2% y Mg en una cantidad de 0,0005-0,05%.

Este acero es un acero ferrítico de bajo contenido de Cr que se puede usar en lugar de un acero ferrítico de alto contenido de Cr y que tiene mejor resistencia a la fluencia a alta temperatura a una temperatura de al menos 450ºC y que tiene un rendimiento comparable o mejor que el de los aceros de baja aleación existentes con respecto a la tenacidad, trabajabilidad y soldabilidad.

Al realizar soldadura con aceros de baja aleación, resistentes al calor como los descritos anteriormente, existe el problema de que se desarrollan fisuras en frío del metal de soldadura. Para evitar las fisuras en frío del metal de soldadura, es típico efectuar precalentamiento antes de soldar y efectuar después tratamiento térmico después de la soldadura. Sin embargo, como se describe en las páginas 10, 22-23, 100 y 150 de "Standards for Heat Treatment after Welding and their Explanation" (Japan High Pressure Technology Organization, editado por Stress and Annealing Working Group, publicado por Nikkan Industrial Newspaper el 26/09/1994), es sabido que se desarrollan fisuras en la zona afectada por calor de soldadura de estos aceros de baja aleación, resistentes al calor durante el tratamiento térmico después de la soldadura, es decir, tienen alta susceptibilidad a las fisuras por tratamiento térmico. Las fisuras por tratamiento térmico se producen por un mecanismo diferente de las fisuras en frío del metal de soldadura, de modo que no se pueden evitar mediante el control de la temperatura de precalentamiento.

Se han publicado muchos informes relativos a las fisuras por tratamiento térmico en aceros de baja aleación, resistentes al calor. Por ejemplo, se propone un índice de susceptibilidad a las fisuras por tratamiento térmico (P_{SR}) en Journal of Welding Academy, Volumen 41 (1972), número 1, página 59. Para un contenido de Cr del orden de a lo sumo 1,5%, el índice de susceptibilidad a las fisuras por tratamiento térmico aumenta con los aumentos de las cantidades de Cr, Cu, Mo, V, Nb, y Ti. En particular, V, Nb, y Ti tienen un efecto grande en el índice. Además, Journal of Welding Academy, Volumen 49, (1980), Nº 3, página 203, describe que el índice de susceptibilidad a las fisuras por tratamiento térmico aumenta a medida que aumentan las cantidades de las impurezas P, Sb, Sn y As en el acero. Además, la Solicitud de Patente japonesa no examinada publicada Kokai Sho 59-80755 propone un acero de baja aleación, resistente al calor que tiene excelente resistencia a la fragilidad por temple.

Resumen de la invención

Cada una de las publicaciones antes descritas relativas a fisuras por tratamiento térmico se refiere a un acero que no contiene W. Como resultado de estudios realizados por los autores de la presente invención, se aclaró que en el caso de un acero conteniendo W, la resistencia a altas temperaturas es alta, de modo que la susceptibilidad a la fisuración por tratamiento térmico se incrementa considerablemente.

En las publicaciones citadas anteriormente, a excepción de las Solicitudes de Patente japonesas no examinadas publicadas Kokai Hei 7-268040 y Kokai Hei 5-345949, no hay descripción relativa a fisuras por soldadura. En las Solicitudes de Patente japonesas no examinadas publicadas Kokai Hei 7-268040 y Kokai Hei 5-345949, hay una descripción relativa a la prevención de fisuras en frío del metal de soldadura por control de la temperatura de precalentamiento, pero no hay mención relativa a la fisuración por tratamiento térmico, que es un gran problema con respecto a los aceros conteniendo W. A saber, en la actualidad, no se ha obtenido un acero resistente al calor, de alta resistencia conteniendo W y que tiene adecuada resistencia a la fisuración por tratamiento térmico.

Un objeto de la presente invención es proporcionar un acero de alta resistencia, aleación baja, resistente al calor, del tipo de Cr-Mo que contiene W y que tiene excelente resistencia a la fisuración por tratamiento térmico.

Los autores de la presente invención soldaron aceros de baja aleación, resistentes al calor conteniendo W y después investigaron con detalle las fisuras que se generaron en el termotratamiento siguiente (denominado a continuación tratamiento térmico post-soldadura). Como resultado, se halló que se generan fisuras en zonas afectadas por calor donde los granos de cristal engrosaron durante el tratamiento térmico post-soldadura a una temperatura cerca de la línea líquido. Cuando se observó la forma de la fractura con un microscopio electrónico de exploración, no se hallaron puntos fundidos (fisuras que acompañan a la formación de una fase líquido) en la fractura y, como resultado del análisis, se halló una marcada concentración de N en la fractura. Además, como resultado de la observación con un microscopio electrónico, se halló que diminutos carburos de V y Nb se generaron dentro de granos cerca de fisuras.

A partir de estos resultados, se pensó que la fisuración por soldadura por tratamiento térmico es un fenómeno en el que se abren fisuras debido a los efectos combinados de factores tal como los siguientes:

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(i) se acelera la segregación de límite de grano de N por tratamiento térmico post-soldadura, y disminuye la resistencia de la unión intercristalina;

(ii) debido a endurecimiento por precipitación producido por carburos de V y Nb y endurecimiento de solución sólida por W, se refuerza el interior de los granos, y

(iii) la deformación producida por esfuerzos térmicos se concentra en la superficie lisa de los granos de cristal que se engrosan debido a ciclos de calor de soldadura.

Como resultado de estas observaciones se halló que las fisuras por tratamiento térmico de soldadura se pueden evitar regulando la forma en la que N está presente mediante el uso de Ti y B. A saber, puesto que Ti y B tienen fuerte afinidad para N, forman nitruros estables con N para disminuir la cantidad de N libre presente en los límites de grano, teniendo el N libre el problema de que disminuye la resistencia de la unión intercristalina.

Ti genera TiN principalmente en los límites de grano al tiempo de la fabricación de acero, y debido al efecto de anclaje, suprime el engrosamiento de los granos de cristal producido por ciclos de calor de soldadura. Para que este efecto se produzca adecuadamente es necesario que la cantidad de Ti sea al menos 0,001%.

B tiene una fuerte tendencia a la segregación, de modo que B que no se combina con N existe en los límites de grano como B libre y ocupa lugares de segregación. Por lo tanto, suprime la segregación de N y otros elementos de debilitamiento del límite de grano y aumenta la resistencia de la unión intercristalina. Como resultado, puede contribuir a la prevención de fisuras por tratamiento térmico de soldadura.

Los efectos de Ti y B en la evitación de fisuras están fuertemente influenciados, naturalmente, por la cantidad de N, que es un elemento de fragilización intergranular. Cuando está presente en un acero una gran cantidad de N, se necesitan grandes cantidades de Ti y B para evitar fisuras. La figura 5, que se obtuvo usando datos de los ejemplos descritos a continuación, ilustra la relación entre la cantidad de N presente en un acero, con relación a las cantidades de Ti y B, y la aparición de fisuras por tratamiento térmico. En la figura, la abscisa es el contenido de N [%N] de un acero según la presente invención o un ejemplo comparativo, y la ordenada es el valor de [%Ti] + 5 [%B] + 0,004 para el acero. Los aceros en los que no había fisuras por tratamiento térmico se indican por un círculo abierto (\circ), y los aceros en los que se produjeron fisuras se indican por un círculo sólido (\bullet). Se deduce de esta figura que se puede evitar las fisuras por tratamiento térmico de soldadura si la relación entre el contenido de N [%N] y ([%Ti] + 5 [%B] + 0,004) cumple la fórmula siguiente (1):

(1)[%N] \leq [%Ti] + 5[%B] + 0,004

Sin embargo, si el diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor excede de 150 \mum, aunque se cumpla la fórmula anterior (1), no se puede evitar la generación de fisuras por tratamiento térmico de soldadura. Para limitar el diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura a lo sumo a 150 \mum, el diámetro medio del grano de cristal del material base debe ser a lo sumo 110 \mum.

Por consiguiente, la presente invención proporciona un acero de baja aleación, resistente al calor con excelente soldabilidad que tiene un diámetro medio del grano de cristal de a lo sumo 110 \mum y que incluye en porcentaje en masa:

C: 0,03-0,15%, Si: a lo sumo 1%, Mn: a lo sumo 2%, P: a lo sumo 0,03%, S: a lo sumo 0,03%, Ni: a lo sumo 0,5%, Cu: al menos 0,01% pero menos de 0,1%, Cr: 1,8-2,8%, V: 0,1-0,3%, Nb: 0,01-0,08%, Mo: 0,05-0,35%, W: 1,2-1,8%, Ti: 0,001-0,05%, B: 0-0,02%, Al: a lo sumo 0,1%; 0: a lo sumo 0,1%, N: en una cantidad que cumple la fórmula

(1)[%N] \leq [%Ti] + 5[%B] + 0,004

y un resto de impurezas inevitables.

El diámetro medio del grano de cristal del acero se puede determinar contando el número de granos de cristal presentes en una longitud arbitraria en una fotografía tomada usando un microscopio, y dividiendo después la longitud por el número de granos de cristal.

Se describen aceros que tienen una composición que cae dentro de las bandas antes definidas en JP-A-822 5 884 (Ejemplo S) y EP-A-560375 (Ejemplos K y 24) pero con la excepción del rango de contenido de Cu. Tales referencias adicionales no hablan de las condiciones relativas al diámetro del grano y el contenido de N.

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Breve descripción de los dibujos

La figura 1 es una vista en sección transversal vertical de los extremos opuestos de dos chapas a soldarse entre sí.

La figura 2a es una vista en planta de un cuerpo soldado embridado formado a partir de las chapas de la figura 1, y la figura 2b es una vista en sección transversal vertical del cuerpo soldado embridado.

La figura 3 es una vista en planta de una pieza de prueba de fluencia cortada del cuerpo soldado de la figura 2.

La figura 4 es un gráfico que muestra la relación entre la entrada de calor de soldadura y el diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura.

La figura 5 es un gráfico de la relación entre el contenido de N y ([%Ti] + 5[%B] + 0,004) en ejemplos del acero según la presente invención y en ejemplos comparativos.

Descripción de realizaciones preferidas

A continuación se describirán los efectos de cada componente químico de un acero según la presente invención y las razones de sus rangos. A no ser que se especifique lo contrario, % de componentes químicos se refiere a % en masa.

C: 0,03-0,15%

C forma carburos en acero y contribuye a un aumento de la resistencia a alta temperatura. Además, funciona como un elemento formador de austenita, y suprime la formación de ferrita \delta. Por esta razón, la cantidad de C debe ser al menos 0,03%. Sin embargo, su adición excesiva aumenta la dureza de zonas afectadas por calor de soldadura y aumenta la susceptibilidad a fisuras en frío del metal de soldadura y a las fisuras por tratamiento térmico después de la soldadura. Además, un acero con un alto contenido de C resulta quebradizo cuando se utiliza durante largos períodos a altas temperaturas. Por estas razones, el límite superior del contenido de C es 0,15% y preferiblemente es 0,12%.

Si: a lo sumo 1%

Si se añade como un elemento desoxidante durante la fabricación de acero. También es efectivo para mejorar la resistencia a la oxidación y resistencia a la corrosión del acero a alta temperatura. Sin embargo, da lugar a una disminución de la resistencia del acero durante un uso prolongado a altas temperaturas. Por esta razón, el límite superior del contenido de Si es 1%, y preferiblemente es 0,8%. El límite inferior puede ser el nivel de impurezas inevitables, pero para garantizar el efecto desoxidante, es preferiblemente al menos 0,05%.

Mn: a lo sumo 2%

De la misma manera que Si, Mn se añade para realizar desoxidación al tiempo de fabricar el acero. Sin embargo, si se añade demasiado, da lugar a una disminución de la resistencia durante un uso prolongado a altas temperaturas y una disminución de la tenacidad. Por esta razón, el contenido de Mn es a lo sumo 2%, preferiblemente es a lo sumo 1,5%, y más preferiblemente es menos de 0,35%. El límite inferior puede ser el nivel de impurezas inevitables, pero para garantizar el efecto de desoxidación, es preferiblemente al menos 0,05%.

P: a lo sumo 0,03%

P está presente en acero como una impureza inevitable. Si su contenido es alto, se generan fisuras por tratamiento térmico de soldadura. Por lo tanto, el contenido de P es a lo sumo 0,03%. La cantidad de P es preferiblemente lo más baja que sea posible, y no hay límite inferior particular, pero la disminución extrema del contenido de P da lugar a un aumento de los costos de fabricación, de modo que, desde un punto de vista práctico, el límite inferior es generalmente del orden de 0,0005%.

S: a lo sumo 0,03%

Como P, S está presente en acero como una impureza inevitable. Si se contiene en grandes cantidades, genera fisuras por tratamiento térmico de soldadura. Por esta razón, el contenido de S es a lo sumo 0,03%. La cantidad de S es preferiblemente lo más baja que sea posible, de modo que no hay límite inferior particular. Sin embargo, como en el caso de P, desde el punto de vista de los costos de afino, el límite inferior es generalmente del orden de 0,0005%.

Ni: a lo sumo 0,5%

Ni es un elemento formador de austenita. Suprime la fase de formación de ferrita, y garantiza la estabilidad de textura, de modo que se puede añadir. Cuando se añade, su contenido es preferiblemente al menos 0,01%. Sin embargo, su adición excesiva disminuye la ductilidad durante el uso a altas temperaturas, de modo que el límite superior del contenido de Ni es 0,5%.

Cu: al menos 0,01%, pero menos de 0,1%

Como Ni, Cu es un elemento formador de austenita. Suprime la formación de fase ferrita \delta, y es útil para garantizar la estabilidad de la textura. Sin embargo, su adición excesiva produce una disminución extrema de la ductilidad durante un uso prolongado a altas temperaturas, de modo que el contenido de Cu es a lo sumo 0,5%. El contenido es menos de 0,1%, y todavía más preferiblemente menos de 0,05%.

Cr: 1,8-2,8%

Cr es indispensable para garantizar resistencia a la oxidación a altas temperaturas, resistencia a la corrosión a alta temperatura, y resistencia a alta temperatura. Sin embargo, su adición excesiva da lugar al engrosamiento de carburos, y termina produciendo una disminución de la resistencia a alta temperatura además de dar lugar a una disminución de la resistencia. Por estas razones, el contenido de Cr es 1,8-2,8%.

V: 0,1-0,3%

V forma carburos o carbonitruros diminutos en acero, y contribuye a un aumento de resistencia a la fluencia. Sin embargo, su adición excesiva aumenta la densidad de precipitación de carburos dentro de granos al tiempo de tratamiento térmico post-soldadura y aumenta la susceptibilidad a las fisuras por tratamiento térmico. Además, da lugar a agregado rápido y el engrosamiento de carburos durante el uso a altas temperaturas y da lugar a una disminución de la resistencia a la fluencia. Por esta razón, el contenido de V es 0,1-0,3%.

Nb: 0,01-0,08%

Nb forma carburos o carbonitruros diminutos en acero y contribuye a un aumento de la resistencia a la fluencia. Por esta razón, es necesaria la adición de al menos 0,01%. Sin embargo, su adición excesiva aumenta la densidad de precipitación de carburos dentro de los granos durante el tratamiento térmico post-soldadura y aumenta la susceptibilidad a fisuras por tratamiento térmico. Por lo tanto, el contenido de Nb es 0,01-0,08%.

Mo: 0,05-0,35%

Mo aumenta la resistencia de solución sólida de la matriz de acero, y precipita como un carburo para incrementar la resistencia a la fluencia. Además, tiene fuerte afinidad para P, e disminuye la cantidad de P que segrega en los límites de grano, de modo que contribuye a una disminución de la susceptibilidad a las fisuras por tratamiento térmico de soldadura. Para obtener estos efectos, es necesario que su contenido sea al menos 0,05%. Sin embargo, su adición excesiva disminuye la resistencia después de largos períodos de uso, de modo que su límite superior es 0,35%.

W: 1,2-1,8%

Como Mo, W realiza endurecimiento de solución sólida de la matriz de acero y forma carburos para aumentar en gran medida la resistencia a la fluencia. Para obtener estos efectos, su contenido debe ser al menos 1,2%. Por otra parte, refuerza sumamente la matriz, de modo que cuando se segrega N en los límites de grano, es grande la diferencia entre la resistencia de los límites de grano fragilizados y la matriz, y se forman fácilmente fisuras por tratamiento térmico. Además, su adición excesiva da lugar a una disminución de la resistencia. Por lo tanto, el límite superior es 1,8%.

Al: a lo sumo 0,1

Al se añade como un agente desoxidante para acero. Sin embargo, su adición excesiva disminuye la limpieza de acero y disminuye la trabajabilidad, además de dar lugar a una disminución de la resistencia a alta temperatura. Por esta razón, el contenido de Al es a lo sumo 0,1%. No hay límite inferior particular, pero si su cantidad es sumamente baja, la desoxidación de acero es inadecuada. Por lo tanto, la cantidad es preferiblemente al menos 0,0005%.

O (oxígeno): a lo sumo 0,1

O (oxígeno) es una impureza en acero. Está presente primariamente como óxidos que dan lugar a una disminución de la trabajabilidad y de la resistencia y tenacidad del material base. Además, si está presente como óxidos en los límites de grano, puede dar lugar a una disminución de la resistencia de la unión intercristalina y aumentar la susceptibilidad a las fisuras por tratamiento térmico. Por esta razón, el contenido de O es a lo sumo 0,1%, preferiblemente a lo sumo 0,06%, y todavía más preferiblemente a lo sumo 0,03%. El contenido de oxígeno es preferiblemente lo más bajo que sea posible, de modo que no hay límite inferior particular, pero las reducciones extremas dan lugar a un aumento de costos de afino, de modo que, para producción real, el límite inferior es generalmente del orden de 0,0005%.

Ti: 0,001-0,05%

Ti es indispensable para disminuir la susceptibilidad a fisuras por tratamiento térmico de soldadura. Ti combina con N para formar TiN y por lo tanto disminuye la cantidad de N libre que reduce la resistencia de la unión intercristalina en zonas afectadas por calor de soldadura. Además, debido al efecto de anclaje, suprime el engrosamiento de los granos de cristal en zonas afectadas por calor de soldadura debido a ciclos térmicos de soldadura y evita la formación de fisuras por tratamiento térmico. Para obtener estos efectos, es necesario que su contenido sea al menos 0,001%, y es necesario que cumpla la fórmula (1) relativa a B y N. Sin embargo, su adición excesiva da lugar a una disminución extrema de la resistencia, de modo que el contenido de Ti es a lo sumo 0,05%. Más preferiblemente, es a lo sumo 0,04%.

B: 0-0,02%

Debido a la presencia de Ti en un acero según la presente invención, no es especialmente necesario añadir B. Sin embargo, B tiene una fuerte afinidad para N, de modo que como Ti, forma nitruros y tiene el efecto de disminuir la cantidad de N libre en los límites de grano. Además, el B restante que no combina con N está presente como B libre en los límites de grano y ocupa lugares de segregación, de modo que suprime la segregación de elementos de debilitamiento de límite de grano tal como N, aumenta la resistencia de la unión intercristalina, y evita la generación de fisuras por tratamiento térmico de soldadura. Estos efectos son marcados cuando se añade B en combinación con Ti. Por consiguiente, es necesario que el contenido de B cumpla la fórmula (1). Sin embargo, su adición excesiva da lugar a fragilización del material base durante un uso prolongado a altas temperaturas. Por lo tanto, el límite superior del contenido de B es 0,02%. Cuando se añade, el contenido preferido es 0,002-0,006%.

N: dentro de un rango que cumple la fórmula (1)

N se segrega como N libre en los límites de grano al tiempo de fabricar el acero o durante tratamiento térmico post-soldadura, donde disminuye la resistencia de la unión intercristalina y es la causa de la formación de fisuras por tratamiento térmico de soldadura. Para evitarlo, es eficaz fijar N añadiendo Ti o Ti y B. Para fijar adecuadamente N, es necesario que la cantidad de N en el acero cumpla la fórmula (1):

(1)[%N] \leq [%Ti] + 5[%B] + 0,004

La fisuración por soldadura por tratamiento térmico de un acero resistente al calor de esta invención se evita por los efectos combinados de (i) una reducción de la cantidad de N libre en los límites de grano mediante la adición de Ti y opcionalmente B, (ii) evitando el engrosamiento de los granos de cristal por el efecto de anclaje de TIN, y (iii) aumentando la resistencia de la unión intercristalina por B libre. Para obtener estos efectos, es necesario que Ti, B, y N cumplan la fórmula (1).

Una cantidad excesiva de N da lugar a la formación de grandes cantidades de nitruros y produce una disminución de la tenacidad, mientras que si la cantidad de N es demasiado pequeña, el efecto de anclaje antes descrito de TiN no se puede obtener adecuadamente. Por consiguiente, el contenido de N es preferiblemente mayor que 0,005% hasta 0,01%.

Diámetro medio del grano de cristal: a lo sumo 110 \mum

Hay casos en los que no se puede evitar totalmente las fisuras por tratamiento térmico de soldadura aunque se cumplan (i), (ii) y (iii) antes descritos. Esto es debido a que se generan fisuras por tratamiento térmico de soldadura debido a concentración de deformaciones debidas a esfuerzos térmicos en los límites de grano suaves cuyos granos se engrosan por los ciclos térmicos de soldadura. Para evitarlo, es necesario que el diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura sea a lo sumo 150 \mum.

La figura 4 muestra la relación entre la entrada de calor durante la soldadura y el diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura. Esta figura muestra los resultados de la medición del diámetro medio del grano de cristal de la zona afectada por calor de soldadura en una prueba de soldadura embridada realizada usando una chapa de acero con un diámetro medio del grano de cristal de 109 \mum como un material base, variándose la entrada de calor usando el método de soldadura por arco sumergido. Como es claro por esta figura, el diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura se puede restringir a lo sumo a 150 \mum haciendo el diámetro medio del grano de cristal del material base a lo sumo 110 \mum y haciendo la entrada de calor de soldadura a lo sumo 70 kJ/cm. El diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura es preferiblemente lo más pequeño que sea posible, de modo que es más preferible limitar la entrada de calor de soldadura a lo sumo a 50 kJ/cm.

El diámetro medio del grano de cristal del material base antes descrito se obtuvo realizando tratamiento térmico a 900-1100ºC durante hasta cinco horas durante la normalización en la fabricación del material base. Cuanto menor es el diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura tanto mejor, y cuando menor es el diámetro medio del grano de cristal en el material base, tanto menor es el diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura. Por lo tanto, para mejorar más la resistencia a las fisuras por tratamiento térmico, el diámetro medio del grano de cristal del material base es preferiblemente a lo sumo 70 \mum y es más preferiblemente a lo sumo 45 \mum. Para obtener una textura con un diámetro diminuto del grano de cristal en este rango, es preferible efectuar tratamiento térmico con temple a 720-800ºC, normalizar a 900-1100ºC, y temple repetido a 720-800ºC.

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Los efectos de la presente invención se pueden obtener si se cumplen los rangos antes descritos para los elementos de aleación, pero para disminuir más la susceptibilidad a las fisuras por tratamiento térmico, la cantidad total de las impurezas inevitables Sn, As, Sb, y Pb es preferiblemente a lo sumo 0,04%. Además, para mejorar la trabajabilidad en caliente y disminuir más la susceptibilidad a las fisuras por tratamiento térmico debidas a fijación de S, el acero también puede incluir Ca: a lo sumo 0,02%, Mg: a lo sumo 0,02%, y MTR (metales de tierras raras): a lo sumo 0,02%.

Ejemplos

Se prepararon aceros con las composiciones químicas mostradas en las Tablas 1-3 (conteniendo Sn, As, Sb, y Pb como impurezas en una cantidad total de a lo sumo 0,04%). Se realizó forja en caliente, laminado en caliente, y tratamiento térmico para fabricar chapas de acero con un espesor de 40 mm. Las condiciones de fabricación se seleccionaron de manera que el diámetro medio del grano de cristal del material base fuese aproximadamente 30-109 \mum. Para los aceros A7, A10, A18, A19, A23, A27-29, B3, B4, B9 y B15, la temperatura de temple al tiempo del tratamiento térmico se ajustó para aumentar el diámetro medio del grano de cristal. Los aceros A1-A4 y A8-A31 son ejemplos de aceros según la presente invención, mientras que los aceros A5, A6, A7 y B1-B16 son aceros comparativos fuera del rango de la presente invención.

(Tabla pasa a página siguiente)

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3

De las chapas de acero obtenidas se cortaron chapas rectangulares planas 1 de 40 mm de grosor, 50 mm de anchura y 100 mm de longitud, y se formó un bisel de 30º de la forma representada en la figura 1 en cada chapa 1 en uno de los lados que medían 100 mm. Cada bisel se extendía desde la superficie superior a dentro de aproximadamente 1,0 mm de la superficie inferior de la chapa 1. Después se colocaron dos chapas 1 encima de una chapa de soporte 2 con un espesor de 80 mm y que medía 200 mm de largo, mirando los biseles uno a otro de la manera representada en la figura 1 para definir un canal 5 con un ángulo de 60º entre los biseles. Las caras opuestas de las chapas 1 estaban ligeramente espaciadas una de otra, por ejemplo, aproximadamente 2,0 mm, en los extremos inferiores de los biseles. Después se soldó cada chapa 1 a la superficie superior de la chapa de soporte 2 con una soldadura 3 que se extendía a lo largo de tres lados de la chapa 1 para formar un cuerpo soldado embridado 4. La figura 2a es una vista en planta del cuerpo soldado embridado 4, y la figura 2b es una sección transversal vertical del mismo.

En el canal 5 del cuerpo soldado embridado 4, se utilizó un material de soldadura que tiene la composición química mostrada en la Tabla 4 para formar una unión soldada de capas múltiples para soldar las dos chapas 1 entre sí por el método de soldadura TIG (GTAW, entrada de calor de soldadura aproximadamente 18kJ/cm), el método de soldadura por arco metálico blindado (SMAW, entrada de calor de soldadura aproximadamente 25kJ/cm), y el método de soldadura por arco sumergido (SAW, entrada de calor de soldadura aproximadamente 50/kJ/cm).

TABLA 4

Método de	Composición química del material de soldadura (Eq.: Fe, % en masa)
soldadura	C	Si	Mn	P	S	Ni	Cu	Cr	V	Nb	Mo	W	O	N
GTAW	0,06	0,13	0,51	0,006	0,001	0,79	0,02	2,25	0,29	0,04	0,12	1,54	0,007	0,007
SMAW	0,06	0,44	0,85	0,008	0,003	0,81	0,03	2,21	0,25	0,05	0,13	1,53	0,013	0,008
SAW	0,05	0,31	0,88	0,008	0,002	0,88	0,02	2,18	0,26	0,04	0,12	1,61	0,021	0,006

Cada uno de los materiales de soldadura tenía forma de un alambre con un diámetro externo de 1,2 mm fabricado por los procesos usuales de fabricación de acero, trabajo en caliente y embutición.

Después de la soldadura, se realizó tratamiento térmico post-soldadura por calentamiento a 715ºC y se mantuvo durante 5 horas, después de lo que se examinó una sección transversal de la porción soldada en 5 posiciones, y se investigó la presencia o ausencia de fisuras en la zona afectada por calor de soldadura. Los aceros en los que no se hallaron fisuras en ninguna de las secciones transversales en las 5 posiciones se evaluaron como inspección pasada (indicada por O en las Tablas 5-7), y aquellos en los que había una fisura en una sección transversal se evaluaron como inspección fallida (indicada por X).

Una pieza de prueba de fluencia y una pieza de prueba de impacto se cortaron de las muestras de prueba que pasaron la inspección de fisuras. La figura 3 ilustra una de las piezas de prueba de fluencia, que se formaron de manera que una porción soldada 6 estuviese en el centro de la región paralela de la pieza de prueba. La región paralela tenía una sección transversal circular uniforme con un diámetro de aproximadamente 6 mm y una longitud de aproximadamente 30 mm. Se realizó una prueba de fluencia con un esfuerzo de 196 Mpa a una temperatura de 550ºC. El esfuerzo de 196 Mpa es un esfuerzo tal que la duración de fallo de fluencia del material base a 550ºC es de aproximadamente 3000 horas. Las piezas de prueba cuyo tiempo hasta el fallo era al menos 2400 horas pasaron la inspección.

Cada pieza de prueba de impacto era una pieza de prueba de impacto nº 4 especificada por JIS Z 2202, que se cortó de manera que la zona afectada por calor de soldadura estuviese situada en la ranura de la pieza de prueba. La prueba de impacto se realizó a 0ºC. Las piezas de prueba cuya energía absorbida era al menos 40 julios (J) pasaron la inspección, y las que tenían una energía absorbida inferior a este valor no pasaron la inspección.

El diámetro medio del grano de cristal del material base y la zona afectada por calor de soldadura se hallaron contando el número de granos de cristal por unidad de longitud dentro del campo de visión (100x) de un microscopio óptico.

Los resultados de las diversas pruebas se exponen en las Tablas 5-7. Los símbolos AJ1-AJ4 y AJ12-AJ35 indican juntas soldadas formadas a partir de los aceros según la presente invención, mientras que los símbolos AJ5-AJ11 y BJ1-BJ19 indican juntas soldadas formadas a partir de los aceros comparativos.

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Cada uno de los aceros A1-A31 según la presente invención tenía un contenido de Ti de 0,001-0,033% y un contenido de N inferior a [%Ti] + 5[%B] + 0,004, y tenía un diámetro medio del grano de cristal del orden de 33-109 \mum. Por lo tanto, como es claro por las Tablas 5 y 6, en las juntas soldadas AJ1-AJ35 usando aceros de la presente invención, independientemente del método de soldadura, no se detectaron fisuras en la zona afectada por calor de soldadura. Además, la resistencia al fallo de fluencia era del orden del tiempo hasta el fallo de 2493-2896 horas, y la resistencia a la prueba de impacto Charpy era del orden de 41-65 julios, que son valores satisfactorios.

En contraposición, para el acero comparativo B1, el contenido de N era 0,018%, superior a [%Ti] + [%B] + 0,004. A saber, no se cumplía la fórmula (1). Como resultado, como es claro por la Tabla 7, se detectaron fisuras en la zona afectada por calor de soldadura en la junta BJ1. Para acero comparativo B2, el diámetro medio del grano de cristal del material base era 38 \mum. Sin embargo, como no contenía Ti, cuando se utilizó para formar una unión soldada (junta BJ2), el diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura era 152 \mum, y se detectaron fisuras en la zona afectada por calor de soldadura.

Para aceros comparativos B3 y B4, los diámetros medios del grano de cristal tenían valores altos de 124 \mum y 140 \mum. Por lo tanto, las juntas soldadas BJ3-BJ7 tenían gran diámetro medio del grano de cristal en la zona afectada por calor de soldadura de 154-173 \mum, y se detectaron fisuras en la zona afectada por calor de soldadura.

El acero comparativo B5 tenía un contenido de N de 0,020%, mientras que [%Ti] + 5[%B] + 0,004 llegó a 0,019%, de modo que no cumplía la fórmula (1). Por lo tanto, se detectaron fisuras en la zona afectada por calor de soldadura de la unión soldada BJ8.

El acero comparativo B6 cumplía la fórmula (1), de modo que no se formaron fisuras, pero el contenido de Ti de 0,053% era excesivo, de modo que cuando se hizo una unión soldada (junta BJ9), la energía absorbida en la prueba de impacto Charpy era un valor bajo de 11 julios.

El acero comparativo B7 no contenía Ti y B, de modo que para la junta BJ10, se detectaron fisuras en la zona afectada por calor de soldadura.

Los aceros comparativos B8-B14 tenían un contenido más alto de N que el dado por [%Ti] + 5[%B] + 0,004, de modo que no cumplían la fórmula (1). Por lo tanto, se detectaron fisuras en la zona afectada por calor de soldadura de cada una de las juntas BJ11-BJ17.

Cada uno de los aceros comparativos B15 y B16 tenía un contenido de N mayor que [%Ti] + 5[%B] +0,004, y el contenido de Ti era menor que el nivel de 0,001% necesario para exhibir un efecto de anclaje. Por consiguiente, se detectaron fisuras en cada una de las juntas BJ18 y BJ19.

Como es claro por los resultados de la prueba antes descritos, debido al contenido químico y el pequeño diámetro medio del grano de cristal de un acero según la presente invención, el acero se puede soldar sin la formación de fisuras por tratamiento térmico de soldadura para formar juntas soldadas que tienen buenas características de resistencia a la fluencia y al impacto.

Claims

1. Un acero de alta resistencia, aleación baja, resistente al calor que tiene un diámetro medio del grano de cristal de a lo sumo 110 \mum e incluyendo, en porcentaje en masa:

C: 0,03-0,15%

Si: a lo sumo 1%

Mn: a lo sumo 2%

P: a lo sumo 0,03%

S: a lo sumo 0,03%

Ni: a lo sumo 0,5%

Cu: al menos 0,01% pero menos de 0,1%

Cr: 1,8-2,8%

V: 0,1-0,3%

Nb: 0,01-0,08%

Mo: 0,05-0,35%

W: 1,2-1,8%

Ti: 0,001-0,05%

B: 0-0,02%

Al: a lo sumo 0,1%

O: a lo sumo 0,1

N: en una cantidad que cumple la fórmula (1)

(1)[%N] \leq [%Ti] + 5[%B] + 0,004

y el resto de Fe e impurezas inevitables.

2. Un acero de alta resistencia, aleación baja, resistente al calor según se reivindica en la reivindicación 1 incluyendo menos de 0,35% en masa de Mn.

3. Un acero de alta resistencia, aleación baja, resistente al calor según se reivindica en la reivindicación 1 incluyendo menos de 0,05% en masa de Cu y menos de 0,30% en masa de Mn.

4. Un acero de alta resistencia, aleación baja, resistente al calor como se reivindica en cualquiera de las reivindicaciones 1-3 incluyendo más de 0,005% en masa y a lo sumo 0,01% en masa de N, y 0,001-0,04% en masa de Ti.

5. Un acero de alta resistencia, aleación baja, resistente al calor como se reivindica en cualquiera de las reivindicaciones 1-4 incluyendo 0,002-0,006% en masa de B.