ES2216301T3 - Aceros que contienen boro, soldables, de resistencia ultra-alta, con tenacidad superior. - Google Patents

Abstract

Un acero hipoaleado que contiene boro que tiene una resistencia a la tracción de al menos 900 MPa (130 ksi), una tenacidad según se mide por la prueba de impactos con entalla en V de Charpy a -40ºC ((-40ºF) de l al menos 120julios (90 pies-libra) y una microestructura que comprende al menos 50 por ciento en volumen de bainita inferior de grano fino, transformada a partir de granos de austenita substancialmente no cristalizada, y en donde dicho acero consiste en hierro, impurezas inevitables y los siguientes aditivos en los porcentajes en peso indicados: de 0, 03% a 0, 10% de C, de 1, 6% a 2, 1% de Mn, de 0, 01% a 0, 10% de Nb, de 0, 01% a 0, 10% de V, de 0, 2% a 0, 5% de Mo, de 0, 005% a 0, 03% de Ti, y de 0, 0005% a 0, 0020% de B, que comprende además opcionalmente al menos un aditivo seleccionado del grupo que consiste en: (i) de 0% en peso a 0, 6% en peso de Si, (ii) de 0% en peso a 1, 0% en peso de Cu, (iii) de 0% en peso a 1, 0% en peso de Ni, (iv) de 0% en peso a 1, 0% en peso de Cr, (v) de 0% en peso a 0, 006% en peso de Ca, (vi) de 0% en peso a 0, 06% en peso de Al, (vii) de 0% en peso a 0, 02% en peso de REM y (viii) de 0% en peso a 0, 006% en peso de Mg, y es tal que 0, 45 :5 Ceq <= 0, 7 y 35 Pcm < 0, 35, en donde Ceq = % en peso de C + % en peso de Mn/6 + % en peso de Cr + % en peso de Mo + % en peso de V/5 + % en peso de Cu + % en peso de Ni/15 y Pcm = % en peso de C + % en peso de Si/30 + % en peso de Mn + % en peso de Cu + % en peso de Cr/20 + % en peso de Ni/60 + % en peso de Mo/15 + % en peso de V/10 + 5% en peso de B.

Description

Aceros que contienen boro, soldables, de resistencia ultra-alta, con tenacidad superior.

Campo de la invención

Esta invención se refiere a una placa de acero soldable, de resistencia ultra-alta, con tenacidad superior, y a tubería fabricada a partir de la misma. Más particularmente, esta invención se refiere a aceros para tuberías que contienen boro, hipoaleados, soldables, de alta tenacidad, de resistencia ultra-alta, donde la pérdida de resistencia de la HAZ, relativa al resto de la tubería, se minimiza.

Antecedentes de la invención

Diversos términos se definen en la siguiente memoria descriptiva. Por comodidad, se proporciona aquí un Glosario de términos, que precede inmediatamente a las reivindicaciones.

Actualmente, la tubería con resistencia a la fluencia más alta en uso comercial exhibe una resistencia a la fluencia de aproximadamente 550 MPa (80 ksi). Está disponible comercialmente acero para tuberías de resistencia superior, por ejemplo, hasta aproximadamente 690 MPa (100 ksi), pero por lo que se sabe no se ha usado comercialmente para fabricar una tubería. Por otra parte, según se describe en las Patentes de EE.UU. Nº 5.545.269, 5.545.270 y 5.531.842, de Koo y Luton, se ha encontrado que es práctico producir aceros de resistencia superior que tienen resistencias a la fluencia de al menos aproximadamente 830 MPa (120 ksi) y resistencias a la tracción de al menos aproximadamente 900 MPa (130 ksi), como precursores para tubería. La resistencias de los aceros descritos por Koo y Luton en la Patente de EE.UU. 5.545.269 se alcanzan mediante un equilibrio entre la química del acero y las técnicas de procesamiento por el que se produce una microestructura substancialmente uniforme que comprende principalmente martensita y bainita revenidas de grano fino que se endurecen de forma secundaria mediante precipitados de cobre \varepsilon y ciertos carburos o nitruros o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno.

En WO 96 23083 A se describe un acero de alta resistencia a la tracción que comprende un acero de bajo contenido de C-alto contenido de Mn-trazas de Ni y Mo-Ti, que contiene además Cu, B, Cr, Ca, V y otros elementos, y tiene la microestructura mixta de martensita/bainita revenidas, que contiene al menos 60% de martensita revenida resultante de la transformación de austenita no recristalizada que tiene un diámetro medio del grano de austenita de 10 \mum o menos o al menos 90% de martensita revenida resultante de la transformación de austenita no recristalizada.

En la Patente de EE.UU. Nº 5.545.269, Koo y Luton describen un método para fabricar acero de alta resistencia en el que el acero se templa desde la temperatura de laminado en caliente de acabado hasta una temperatura no superior a 400ºC (752ºF) a una velocidad de al menos 20ºC/segundo (36ºF/segundo), preferiblemente aproximadamente 30ºC/segundo (54ºF/segundo), para producir principalmente microestructuras de martensita y bainita. Por otra parte, para la obtención de la microestructura y las propiedades deseadas, la invención de Koo y Luton requiere que la placa de acero se someta a un procedimiento de endurecimiento secundario mediante una etapa de procesamiento adicional que implica el revenido de la placa enfriada con agua a una temperatura no superior que el punto de transformación Ac_{1}, es decir, la temperatura a la que la austenita comienza a formarse durante el calentamiento, durante un período de tiempo suficiente para provocar la precipitación de cobre \varepsilon y ciertos carburos o nitruros o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno. La etapa de procesamiento adicional de revenido después del templado se suma significativamente al coste de la placa de acero. Por lo tanto, es deseable proporcionar nuevas metodologías de procesamiento para el acero que prescindan de la etapa de revenido mientras que todavía alcancen las propiedades mecánicas deseadas. Por otra parte, la etapa de revenido, aunque es necesaria para el endurecimiento secundario requerido para producir las microestructuras y las propiedades deseadas, también conduce a una relación de resistencias a la fluencia y la tracción de más de 0,93. Desde el punto de vista de un diseño de tuberías preferido, es deseable mantener la relación de resistencias a la fluencia y la tracción inferior a aproximadamente 0,93, mientras se mantienen altas resistencias a la fluencia y la tracción.

Existe una necesidad de tuberías con resistencias superiores que estén disponibles actualmente para transportar crudo petrolífero y gas natural a través de largas distancias. Esta necesidad está conducida por la necesidad de (i) incrementar la eficacia del transporte a través del uso de presiones de gas superiores y (ii) disminuir los costes de materiales y colocación reduciendo el grosor de las paredes y el diámetro externo. Como resultado, ha incrementado la demanda de una tubería más resistente que cualquiera que esté actualmente disponible.

Por consiguiente, un objetivo de la presente invención es proporcionar composiciones de acero para la producción de placa de acero de resistencia ultra-alta, que contiene boro, hipoaleada, de bajo coste, y tubería fabricada a partir de la misma.

Un problema relacionado con la mayoría de los aceros de alta resistencia, es decir, aceros que tienen resistencias a la fluencia mayores que aproximadamente 550 MPa (80 ksi), es el reblandecimiento de la HAZ después de la soldadura. La HAZ puede sufrir transformación de fase local o recocido durante ciclos térmicos inducidos por soldadura, conduciendo a un reblandecimiento significativo, es decir hasta aproximadamente 15 por ciento o más, de la HAZ en comparación con el metal de base. Aunque se han producido aceros de resistencia ultra-alta con resistencias a la fluencia de 830 MPa (120 ksi) o superiores, estos aceros carecen generalmente de la tenacidad necesaria para una tubería, y no cumplen los requisitos de capacidad de soldadura necesarios para tubería, debido a que tales materiales tienen un Pcm (un término de la industria bien conocido usado para expresar la capacidad de soldadura) relativamente alto, generalmente mayor que aproximadamente 0,35.

Por consiguiente, otro objetivo de esta invención es producir placa de acero de resistencia ultra-alta, que contiene boro, hipoaleada, como un precursor para tubería, que tiene una resistencia a la fluencia de al menos aproximadamente 690 MPa (100 ksi), una resistencia a la tracción de al menos aproximadamente 900 MPa (130 ksi), y suficiente tenacidad para aplicaciones a bajas temperaturas, es decir, por debajo de aproximadamente -40ºC (-40ºF), mientras que mantiene una calidad de producto constante, y se minimiza la pérdida de resistencia en la HAZ durante el ciclo térmico inducido por soldadura.

Un objetivo adicional de esta invención es proporcionar un acero que contiene boro, de resistencia ultra-alta, con la tenacidad y la capacidad de soldadura necesarias para una tubería y que tenga un Pcm de menos de aproximadamente 0,35. Aunque se usan ampliamente en el contexto de la capacidad de soldadura, tanto el Pcm como el Ceq (equivalente de carbono), otro término de la industria bien conocido usado para expresar la capacidad de soldadura, reflejan la capacidad de endurecimiento de un acero, ya que proporcionan una guía relativa a la propensión del acero a producir microestructuras duras en el metal de base. Según se usa en esta memoria descriptiva, Pcm se define como:

Pcm = % en peso de C + % en peso de Si/30 + (% en peso de Mn + % en peso de Cu + % en peso de Cr)/20 + % en peso de Ni/60 + % en peso de Mo/15 + % en peso de V/10 + 5(% en peso de B); y Ceq se define como: Ceq = % en peso de C + % en peso de Mn/6 + (% en peso de Cr + % en peso de Mo + % en peso de V)/5 + (% en peso de Cu + % en peso de Ni)/15.

Sumario de la invención

De acuerdo con un aspecto de la presente invención, se proporciona un acero hipoaleado que contiene boro, de acuerdo con la reivindicación 1.

Según se describe en la Patente de EE.UU. Nº 5.545.269, se ha encontrado que, bajo las condiciones descritas allí, la etapa de templado con agua hasta una temperatura no superior que 400ºC (752ºF) (preferiblemente hasta temperatura ambiente), después del laminado de acabado de aceros de resistencia ultra-alta, no debe reemplazarse por enfriamiento con aire debido a que, bajo tales condiciones, el enfriamiento con aire puede hacer que la austenita se transforme en agregados de ferrita/perlita, conduciendo a un deterioro en la resistencia de los aceros.

También se ha determinado que terminar el enfriamiento con agua de tales aceros por encima de 400ºC (752ºF) puede provocar un endurecimiento de transformación insuficiente durante el enfriamiento, reduciendo de ese modo la resistencia de los aceros.

En placas de acero producidas mediante el procedimiento descrito en la Patente de EE.UU. Nº 5.545.269, el revenido después del enfriamiento con agua, por ejemplo, recalentando hasta temperaturas en el intervalo de aproximadamente 400ºC a aproximadamente 700ºC (752ºF-1292ºF) durante intervalos de tiempo predeterminados, se usa para proporcionar endurecimiento uniforme en toda la placa de acero y mejorar la tenacidad del acero. La prueba de impactos con entalla en V de Charpy es una prueba bien conocida para medir la tenacidad de acero. Una de las medidas que puede obtenerse mediante el uso de la prueba de impactos con entalla en V de Charpy es la energía absorbida al romper una muestra de acero (energía del impacto) a una temperatura dada, por ejemplo una energía del impacto a -40ºC (-40ºF), (vE_{-40}).

Después de los avances descritos en la Patente de EE.UU. Nº 5.545.269, se ha descubierto que puede producirse acero de resistencia ultra-alta con alta tenacidad sin la necesidad de la etapa costosa de revenido final. Se ha encontrado que este resultado deseable puede alcanzarse interrumpiendo el templado en un intervalo de temperatura particular, dependiendo de la química particular del acero en el que se desarrolla una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en varillas de grano fino o mezclas de las mismas, a la temperatura de enfriamiento interrumpida o durante el enfriamiento con aire subsiguiente hasta temperatura ambiente. También se ha descubierto que esta nueva secuencia de etapas de procesamiento proporciona el resultado sorprendente e inesperado de placas de acero con resistencia y tenacidad incluso superiores que las que podían alcanzarse hasta ahora.

En la Solicitud Europea en tramitación junto con la presente Nº 98938 067.0, se describe una metodología de procesamiento, denominada aquí Templado Directo Interrumpido (IDQ), en la que una placa de acero hipoaleado de la química deseada se enfría rápidamente, al final del laminado en caliente, templando con un fluido adecuado, tal como agua, hasta una Temperatura de Parada del Templado (QST), seguido por enfriamiento con aire hasta temperatura ambiente, para producir una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en varillas de grano fino o mezclas de las mismas. Según se usa en esa solicitud, templado se refiere al enfriamiento acelerado mediante cualquier medio por el que se utiliza un fluido seleccionado por su tendencia a incrementar la velocidad de enfriamiento del acero, en oposición a enfriar con aire el acero hasta temperatura ambiente.

La metodología de procesamiento proporciona aceros con la capacidad de adaptarse a un régimen de parámetros de velocidad de enfriamiento y QST para proporcionar endurecimiento, para el procedimiento de templado parcial denominado IDQ, seguido por una fase de enfriamiento con aire, a fin de producir una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en varillas de grano fino o mezclas de las mismas, en la placa acabada.

Se sabe bien en la técnica que las adiciones de pequeñas cantidades de boro, del orden de 5 a 20 ppm, pueden tener un efecto substancial sobre la capacidad de endurecimiento de aceros hipoaleados con bajo contenido de carbono. Así, las adiciones de boro a acero se han usado eficazmente en el pasado para producir fases duras, tales como martensita, en aceros hipoaleados con químicas pobres, es decir, bajo equivalente de carbono (Ceq), para aceros de alta resistencia de bajo coste con capacidad de soldadura superior. Sin embargo, no se alcanza fácilmente el control consistente de las pequeñas adiciones deseadas de boro. Requiere instalaciones de elaboración de acero técnicamente adaptadas y experiencia. La presente invención proporciona una gama de químicas de acero, con boro añadido, que pueden procesarse mediante la metodología de IDQ para producir las microestructuras y las propiedades deseables.

De acuerdo con esta invención, se alcanza un equilibrio entre la química del acero y la técnica de procesamiento, permitiendo de ese modo la fabricación de placas de acero de alta resistencia que tienen, preferiblemente, una relación entre resistencias a la fluencia y a la tracción de menos de aproximadamente 0,93, más preferiblemente menos de aproximadamente 0,90 y aún más preferiblemente menos de aproximadamente 0,85, a partir de las cuales puede prepararse una tubería. En estas placas de acero, después de la soldadura en aplicaciones para tuberías, la pérdida de resistencia en la HAZ es menor que aproximadamente 10%, preferiblemente menor que aproximadamente 5%, en relación a la resistencia del acero de base. Adicionalmente, estas placas de acero hipoaleado de resistencia ultra-alta, adecuadas para fabricar tuberías, tienen un grosor preferiblemente de al menos aproximadamente 10 mm (0,39 pulgadas), más preferiblemente al menos aproximadamente 15 mm (0,59 pulgadas) y aún más preferiblemente al menos aproximadamente 20 mm (0,79 pulgadas). Además, estas placas de acero hipoaleado de resistencia ultra-alta contienen boro añadido en cantidades de entre aproximadamente 5 ppm y aproximadamente 20 ppm, y preferiblemente entre aproximadamente 8 ppm y aproximadamente 12 ppm. La calidad del producto de tubería permanece substancialmente constante y generalmente no es susceptible al agrietamiento potenciado por hidrógeno.

Los productos de acero preferidos tienen una microestructura substancialmente uniforme que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino. Según se usa al describir la presente invención, "predominantemente" significa al menos aproximadamente 50 por ciento en volumen. El resto de la microestructura puede comprender bainita inferior de grano fino adicional, martensita en varillas de grano fino, bainita superior o ferrita. Más preferiblemente, la microestructura comprende de al menos aproximadamente 60 por ciento en volumen a aproximadamente 80 por ciento en volumen de bainita inferior de grano fino, martensita en varillas de grano fino o mezclas de las mismas.

Tanto la bainita inferior como la martensita en varillas pueden endurecerse adicionalmente mediante precipitados de los carburos o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno. Estos precipitados, especialmente los que contienen vanadio, pueden ayudar a minimizar el reblandecimiento de la HAZ, probablemente evitando cualquier reducción substancial de la densidad de deslocalización en regiones calentadas hasta temperaturas no superiores que el punto de transformación Ac_{1} o induciendo el endurecimiento por precipitación en regiones calentadas hasta temperaturas por encima del punto de transformación Ac_{1}, o ambos.

La placa de acero de esta invención se fabrica preparando una plancha de acero de un modo habitual y, en una modalidad, que comprende hierro y los siguientes elementos de aleación en los porcentajes en peso indicados:

0,03-0,10% de carbono (C), preferiblemente 0,05-0,09% de C

0-0,6% de silicio (Si)

1,6-2,1% de manganeso (Mn)

0-1,0% de cobre (Cu)

0-1,0% de níquel (Ni), preferiblemente 0,2 a 1,0% de Ni

0,01-0,10% de niobio (Nb), preferiblemente 0,03-0,06% de Nb

0,01-0,10% de vanadio (V), preferiblemente 0,03-0,08% de V

0,2-0,5% de molibdeno (Mo)

0-1,0% de cromo (Cr)

0,005-0,03% de titanio (Ti), preferiblemente 0,015-0,02% de Ti

0-0,06% de aluminio (Al), preferiblemente 0,001-0,06% de Al

0-0,006% de calcio (Ca)

0-0,02% de Metales de Tierras Raras (REM)

0-0,006% de magnesio (Mg)

0,0005-0,0020% en peso de boro (B), preferiblemente 0,0008-0,0012% en peso de B

y caracterizada además por:

0,45 \leq Ceq \leq 0,7, y

Pcm \leq 0,35

Adicionalmente, las impurezas bien conocidas nitrógeno (N), fósforo (P) y azufre (S) se minimizan preferiblemente en el acero, aunque se desee algo de N, según se explica más adelante, para proporcionar partículas de nitruro de titanio inhibidoras del crecimiento de los granos. Preferiblemente, la concentración de N es de aproximadamente 0,001 a aproximadamente 0,006% en peso, la concentración de S no es mayor que aproximadamente 0,005% en peso, más preferiblemente no es mayor que aproximadamente 0,002% en peso, y la concentración de P no es mayor que aproximadamente 0,015% en peso.

Un método preferido para producir un acero de resistencia ultra-alta de acuerdo con la presente invención, que tiene una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, comprende calentar una plancha de acero hasta una temperatura suficiente para disolver substancialmente todos los carburos y carbonitruros de vanadio y niobio; reducir la plancha para formar una placa en uno o más pasos de laminado en caliente en un primer intervalo de temperatura en el que la austenita se recristaliza; reducir adicionalmente la placa en uno o más pasos de laminado en caliente en un segundo intervalo de temperatura por debajo de la temperatura T_{nr}, es decir, la temperatura por debajo de la cual la austenita no se recristaliza, y por encima del punto de transformación Ar_{3}, es decir la temperatura a la que la austenita empieza a transformarse en ferrita durante el enfriamiento; templar la placa laminada acabada hasta una temperatura al menos tan baja como el punto de transformación Ar_{1}, es decir, la temperatura a la que se completa la transformación de austenita en ferrita o en ferrita más cementita durante el enfriamiento, preferiblemente hasta una temperatura de entre aproximadamente 550ºC y aproximadamente 150ºC (1022ºF-302ºF), y más preferiblemente hasta una temperatura entre aproximadamente 500ºC y aproximadamente 150ºC (932ºF-302ºF); detener el templado; y enfriar con aire la placa templada hasta temperatura ambiente.

La temperatura T_{nr}, el punto de transformación Ar_{1} y el punto de transformación Ar_{3} dependen cada uno de la química de la plancha de acero y se determinan fácilmente mediante un experimento o mediante cálculo usando modelos adecuados.

Un acero hipoaleado de resistencia ultra-alta de acuerdo con una primera modalidad preferida de la invención exhibe una resistencia a la tracción de al menos aproximadamente 900 MPa (130 ksi), más preferiblemente al menos aproximadamente 930 MPa (135 ksi), tiene una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino y, además, comprende precipitados finos de cementita y, opcionalmente, precipitados aún más finamente divididos de los carburos o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno. Preferiblemente, la martensita en varillas de grano fino comprende martensita en varillas de grano fino autorrevenida.

Un acero hipoaleado de resistencia ultra-alta de acuerdo con una segunda modalidad preferida de la invención exhibe una resistencia a la tracción de al menos aproximadamente 900 MPa (130 ksi), más preferiblemente al menos aproximadamente 930 MPa (135 ksi) y tiene una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, comprendiendo además martensita en varillas de grano fino, o mezclas de las mismas, y además comprende boro y precipitados finos de cementita y, opcionalmente, precipitados aún más finamente divididos de los carburos o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno. Preferiblemente, la martensita en varillas de grano fino comprende martensita en varillas de grano fino autorrevenida.

Descripción de los dibujos

La figura 1 es una ilustración esquemática de etapas de procesamiento con un dibujo superpuesto de los diversos constituyentes microestructurales asociados con combinaciones particulares de tiempo de procedimiento transcurrido y temperatura.

La figura 2A y la figura 2B son, respectivamente, micrografías electrónicas de transmisión de campo brillante y oscuro que revelan la microestructura de martensita en varillas predominantemente autorrevenida de un acero procesado con una Temperatura de Parada del Templado de aproximadamente 295ºC (563ºF); donde la figura 2B muestra precipitados de cementita bien desarrollados dentro de las varillas de martensita.

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La figura 3 es una micrografía electrónica de transmisión de campo brillante que revela la microestructura de bainita predominantemente inferior de un acero procesado con una Temperatura de Parada del Templado de aproximadamente 385ºC (725ºF).

La figuras 4A y la figura 4B son, respectivamente, micrografías electrónicas de transmisión de campo brillante y oscuro de un acero procesado con una QST de aproximadamente 385ºC (725ºF), mostrando la figura 4A una microestructura de bainita predominantemente inferior y mostrando la figura 4B la presencia de partículas de carburo de Mo, V y Nb que tienen diámetros menores que aproximadamente 10 nm.

La figura 5 es un diagrama compuesto, que incluye una gráfica y micrografías electrónicas de transmisión que muestran el efecto de la Temperatura de Parada del Templado sobre los valores relativos de tenacidad y resistencia a la tracción para formulaciones químicas particulares de aceros al boro identificados en la Tabla II aquí como "H" y "I" (círculos) y de un acero al boro más pobre identificado en la Tabla II aquí como "G" (el cuadrado), todos de acuerdo con la presente invención. La Energía de Impactos de Charpy a -40ºC (-40ºF), (vE_{-40}), julios, está en ordenadas; la resistencia a la tracción, en MPa, está en abscisas.

La figura 6 es una gráfica que muestra el efecto de la Temperatura de Parada del Templado sobre los valores relativos de la tenacidad y la resistencia a la tracción para formulaciones químicas particulares de aceros al boro de acuerdo con la presente invención e identificados en la Tabla II aquí como "H" y "I" (círculos), y de un acero esencialmente libre de boro identificado en la Tabla II aquí como "D" (los cuadrados). La Energía de Impactos de Charpy a -40ºC (-40ºF), (vE_{-40}), en julios, está en ordenadas; la resistencia a la tracción, en MPa, está en abscisas.

Aunque la invención se describirá con relación a sus modalidades preferidas, se entenderá que la invención no se limita a las mismas. Por el contrario, el alcance de la invención es definido por las reivindicaciones adjuntas.

Descripción detallada de la invención

De acuerdo con un aspecto de la presente invención, una plancha de acero se procesa: calentando la plancha hasta una temperatura substancialmente uniforme suficiente para disolver substancialmente todos los carburos y carbonitruros de vanadio y niobio, preferiblemente en el intervalo de aproximadamente 1000ºC a aproximadamente 1250ºC (1832ºF-2282ºF), y más preferiblemente en el intervalo de aproximadamente 1050ºC a aproximadamente 1150ºC (1922ºF-2102ºF); un primer laminado en caliente de la plancha hasta una reducción preferiblemente de aproximadamente 20% a aproximadamente 60% (en grosor) para formar una placa en uno o más pasos dentro de un primer intervalo de temperatura en el que la austenita se recristaliza; un segundo laminado en caliente hasta una reducción preferiblemente de aproximadamente 40% a aproximadamente 80% (en grosor) en uno o más pasos dentro de un segundo intervalo de temperatura, algo inferior que el primer intervalo de temperatura, en el que la austenita no se recristaliza, y por encima del punto de transformación Ar_{3}; endurecer la placa laminada templando a una velocidad de al menos aproximadamente 10ºC/segundo (18ºF/segundo), preferiblemente al menos aproximadamente 20ºC/segundo (36ºF/segundo), más preferiblemente al menos aproximadamente 30ºC/segundo (54ºF/segundo), y aún más preferiblemente al menos aproximadamente 35ºC/segundo (63ºF/segundo), desde una temperatura no inferior que el punto de transformación Ar_{3} hasta una Temperatura de Parada del Templado (QST) al menos tan baja como el punto de transformación Ar_{1}, preferiblemente en el intervalo de aproximadamente 550ºC a aproximadamente 150ºC (1022ºF-302ºF), y más preferiblemente en el intervalo de aproximadamente 500ºC a aproximadamente 150ºC (932ºF-302ºF), y detener el templado y dejar que la placa de acero se enfríe al aire hasta temperatura ambiente, a fin de facilitar la terminación de la transformación del acero hasta bainita predominantemente inferior de grano fino, martensita en varillas de grano fino o mezclas de las mismas. Como se entiende por los expertos en la técnica, según se usa aquí, "porcentaje de reducción en el grosor" se refiere a porcentaje de reducción en el grosor de la plancha o placa de acero antes de la reducción mencionada. Con propósitos de ejemplo solamente, sin limitar de ese modo la invención, una plancha de acero de aproximadamente 25,4 cm (10 pulgadas) puede reducirse aproximadamente 50% (una reducción de 50 por ciento), en un primer intervalo de temperatura, hasta un grosor de aproximadamente 12,7 cm (5 pulgadas) y a continuación reducirse aproximadamente 80% (una reducción de 80 por ciento), en un segundo intervalo de temperatura, hasta un grosor de aproximadamente 2,54 cm (1 pulgada).

Por ejemplo, en referencia a la figura 1, una placa de acero sufre laminación 10 controlada dentro de los intervalos de temperatura indicados (según se describe con mayor detalle más adelante aquí); a continuación el acero sufre templado 12 desde el punto de templado inicial 14 hasta la Temperatura de Parada del Templado (QST) 16. Después de que el templado se detenga, el acero se deja enfriar al aire 18 hasta temperatura ambiente para facilitar la transformación de la placa de acero hasta bainita predominantemente inferior de grano fino (en la región de bainita inferior 20); martensita en varillas de grano fino (en la región de martensita 22); o mezclas de las mismas. La región de bainita superior 22 y la región de ferrita 26 se evitan.

Los aceros de resistencia ultra-alta requieren necesariamente una variedad de propiedades y estas propiedades se producen mediante una combinación de elementos de aleación y tratamientos termomecánicos; generalmente, pequeños cambios en la química del acero pueden conducir a grandes cambios en las características del producto. El papel de los diversos elementos de aleación y los límites preferidos sobre sus concentraciones para la presente invención se dan a continuación:

El carbono proporciona refuerzo de la matriz en aceros y soldaduras, cualquiera que sea la microestructura, y también proporciona refuerzo por precipitación, principalmente a través de la formación de carburos de hierro pequeños (cementita), carbonitruros de niobio [Nb(C,N)], carbonitruros de vanadio [V(C,N)] y partículas de precipitados de Mo_{2}C (una forma de carburo de molibdeno), si son suficientemente finos y numerosos. Además, la precipitación de Nb(C,N), durante el laminado en caliente, sirve generalmente para retardar la recristalización de austenita y para inhibir el crecimiento del grano, proporcionando de ese modo un medio de refino de granos de austenita y conduciendo a una mejora en la resistencia tanto a la fluencia como a la tracción y en la tenacidad a baja temperatura (por ejemplo, energía de los impactos en la prueba de Charpy). El carbono también incrementa la capacidad de endurecimiento, es decir, la capacidad para formar microestructuras más duras y más resistentes en el acero durante el enfriamiento. Generalmente, si el contenido de carbono es menor que aproximadamente 0,03% en peso, estos efectos de refuerzo no se obtienen. Si el contenido de carbono es mayor que aproximadamente 0,10% en peso, el acero generalmente es susceptible de agrietamiento en frío después de la soldadura in situ y de disminución de la tenacidad en la placa de acero y en su HAZ soldada.

El manganeso es esencial para obtener las microestructuras requeridas de acuerdo con la presente invención, que contienen bainita inferior de grano fino, martensita en varillas de grano fino, o mezclas de las mismas, y que dan lugar a un buen equilibrio entre resistencia y tenacidad a baja temperatura. Para este propósito, el límite inferior se fija en aproximadamente 1,6% en peso. El límite superior se fija en aproximadamente 2,1% en peso. Debido a que un contenido de manganeso por encima de aproximadamente 2,1% en peso tiende a promover la segregación de la línea central en aceros continuamente colados, y también puede conducir a un deterioro de la tenacidad del acero. Por otra parte, un contenido de manganeso alto tiende a aumentar excesivamente la capacidad de endurecimiento del acero y de ese modo reduce la capacidad de soldadura in situ disminuyendo la tenacidad de la zona afectada por calor de las soldaduras.

El silicio se añade para la desoxidación y la mejora en la resistencia. El límite superior se fija en aproximadamente 0,6% en peso para evitar el deterioro significativo de la capacidad de soldadura in situ y la tenacidad de la zona afectada por calor (HAZ), que puede resultar de un contenido de silicio excesivo. El silicio no siempre es necesario para la desoxidación ya que el aluminio o el titanio pueden realizar la misma función.

El niobio se añade para promover el refino del grano de la microestructura laminada del acero, que mejora tanto la resistencia como la tenacidad. La precipitación de carbonitruro de niobio durante el laminado en caliente sirve para retardar la recristalización y para inhibir el crecimiento del grano, proporcionando de ese modo un medio para el refino de los granos de austenita. También puede dar refuerzo adicional durante el enfriamiento final a través de la formación de precipitados de NB(C,N). En presencia de molibdeno, el niobio refina eficazmente la microestructura suprimiendo la recristalización de austenita durante la laminación controlada y refuerza el acero proporcionando endurecimiento por precipitación y contribuyendo a la mejora de la capacidad de endurecimiento. En presencia de boro, el niobio mejora sinérgicamente la capacidad de endurecimiento. Para obtener tales efectos, se añade preferiblemente al menos aproximadamente 0,01% en peso de niobio. Sin embargo, el niobio por encima de aproximadamente 0,10% en peso generalmente será dañino para la capacidad de soldadura y la tenacidad de la HAZ, de modo que se prefiere un máximo de aproximadamente 0,10% en peso. Más preferiblemente, se añade de aproximadamente 0,03% en peso a aproximadamente 0,06% en peso de niobio.

El titanio forma partículas de nitruro de titanio de grano fino y contribuye al refino de la microestructura suprimiendo el engrosamiento de los granos de austenita durante el recalentamiento de la plancha. Además, la presencia de partículas de nitruro de titanio inhibe el engrosamiento de los granos en las zonas afectadas por calor de las soldaduras. De acuerdo con esto, el titanio sirve para mejorar la tenacidad a baja temperatura tanto del metal de base como de las zonas afectadas por calor de la soldadura. Puesto que el titanio fija el nitrógeno libre, en forma de nitruro de titanio, evita el efecto perjudicial del nitrógeno sobre la capacidad de endurecimiento debido a la formación de nitruro de boro. La cantidad de titanio añadida para este propósito es preferiblemente al menos aproximadamente 3,4 veces la cantidad de nitrógeno (en peso). Cuando el contenido de aluminio es bajo (es decir, menor que aproximadamente 0,005 por ciento en peso), el titanio forma un óxido que sirve como el núcleo para la formación intragranular de ferrita en la zona afectada por calor de las soldaduras y de ese modo refina la microestructura de estas regiones. Para alcanzar estos objetivos, se prefiere una adición de titanio de al menos aproximadamente 0,005 por ciento en peso. El límite superior se fija en aproximadamente 0,03 por ciento en peso ya que un contenido de titanio excesivo conduce a engrosamiento del nitruro de titanio y a un endurecimiento por precipitación inducido por carburo de titanio, ambos de los cuales provocan un deterioro de la tenacidad a baja temperatura.

El cobre incrementa la resistencia del metal de base y de la HAZ de las soldaduras; sin embargo, la adición excesiva de cobre deteriora mucho la tenacidad de la zona afectada por calor y la capacidad de soldadura in situ. Por lo tanto, el límite superior de la adición de cobre se fija en aproximadamente 1,0 por ciento en peso.

El níquel se añade para mejorar las propiedades de los aceros con bajo contenido de carbono preparados de acuerdo con la presente invención sin deteriorar la capacidad de soldadura in situ y la tenacidad a baja temperatura. En contraste con el manganeso y el molibdeno, las adiciones de níquel tienden a formar menos constituyentes microestructurales endurecidos que son perjudiciales para la tenacidad a baja temperatura en la placa. Las adiciones de níquel, en cantidades mayores que 0,2 por ciento en peso, han resultado ser eficaces en la mejora de la tenacidad de la zona afectada por calor de las soldaduras. El níquel es generalmente un elemento beneficioso, excepto por la tendencia a promover el agrietamiento por estrés provocado por sulfuro en ciertos ambientes cuando el contenido de níquel es mayor que aproximadamente 2 por ciento en peso. Para aceros preparados de acuerdo con esta invención, el límite superior se fija en aproximadamente 1,0% en peso ya que el níquel tiende a ser un elemento de aleación costoso y puede deteriorar la tenacidad de la zona afectada por calor de las soldaduras. La adición de níquel también es eficaz para la prevención del agrietamiento superficial inducido por cobre durante la colada continua y el laminado en caliente. El níquel añadido para este propósito es preferiblemente mayor que aproximadamente 1/3 del contenido de cobre.

El aluminio se añade generalmente a estos aceros con el propósito de la desoxidación. Además, el aluminio es eficaz en el refino de microestructuras de acero. El aluminio también puede jugar un papel importante al proporcionar tenacidad de la HAZ mediante la eliminación de nitrógeno libre en la región de la HAZ de grano grueso donde el calor de soldadura permite que el TiN se disuelva parcialmente, liberando de ese modo nitrógeno. Si el contenido de aluminio es demasiado alto, es decir por encima de aproximadamente 0,06% en peso, existe una tendencia a formar inclusiones de tipo Al_{2}O_{3} (óxido de aluminio), que pueden ser perjudiciales para la tenacidad del acero y su HAZ. La desoxidación puede efectuarse mediante adiciones de titanio o silicio y no siempre necesita añadirse aluminio.

El vanadio tiene un efecto similar, pero menos pronunciado, que el del niobio. Sin embargo, la adición de vanadio a aceros de resistencia ultra-alta produce un efecto notable cuando se añade en combinación con niobio. La adición combinada de niobio y vanadio mejora adicionalmente las excelentes propiedades de los aceros de acuerdo con esta invención. Aunque el límite superior preferible es aproximadamente 0,10 por ciento en peso, desde el punto de vista de la tenacidad de la zona afectada por calor de las soldaduras y, por lo tanto, la capacidad de soldadura in situ, un intervalo particularmente preferible es de aproximadamente 0,03 a aproximadamente 0,08 por ciento en peso.

El molibdeno se añade para mejorar la capacidad de endurecimiento del acero y de ese modo promover la formación de la microestructura de bainita inferior deseada. El impacto del molibdeno sobre la capacidad de endurecimiento del acero es particularmente pronunciado en aceros que contienen boro. Cuando el molibdeno se añade junto con niobio, el molibdeno aumenta la supresión de la recristalización de austenita durante el laminado controlado y, de ese modo, contribuye al refino de la microestructura de austenita. Para alcanzar estos efectos, la cantidad de molibdeno añadida a aceros que contienen boro de acuerdo con esta invención es preferiblemente de al menos aproximadamente 0,2 por ciento en peso. El límite superior es preferiblemente aproximadamente 0,5 por ciento en peso para aceros que contienen boro, debido a que las cantidades excesivas de molibdeno deterioran la tenacidad de la zona afectada por calor generada durante la soldadura in situ, reduciendo la capacidad de soldadura in situ.

El cromo incrementa generalmente la capacidad de endurecimiento de acero durante el templado directo. Generalmente, también mejora la resistencia a la corrosión y al agrietamiento promovido por hidrógeno. Como con el molibdeno, el cromo excesivo, es decir, por encima de aproximadamente 1,0 por ciento en peso, tiende a provocar agrietamiento en frío después de la soldadura in situ y tiende a deteriorar la tenacidad del acero y su HAZ, de modo que preferiblemente se impone un máximo de aproximadamente 1,0 por ciento en peso.

El nitrógeno suprime el engrosamiento de granos de austenita durante el recalentamiento de la plancha y en la zona afectada por calor de soldaduras formando nitruro de titanio. Por lo tanto, el nitrógeno contribuye a la mejora de la tenacidad a baja temperatura tanto del metal de base como de la zona afectada por calor de las soldaduras. El contenido de nitrógeno mínimo para este propósito es aproximadamente 0,001 por ciento en peso. El límite superior se mantiene preferiblemente en aproximadamente 0,006 por ciento en peso debido a que el nitrógeno excesivo incrementa la incidencia de los defectos superficiales de la plancha y reduce la capacidad de endurecimiento eficaz del boro. Además, la presencia de nitrógeno libre provoca el deterioro en la tenacidad de la zona afectada por calor de las soldaduras.

El Calcio y los Metales de las Tierras Raras (REM) controlan generalmente la conformación de las inclusiones de sulfuro de manganeso (MnS) y mejoran la tenacidad a baja temperatura (por ejemplo, la energía de los impactos en la prueba de Charpy). Al menos aproximadamente 0,001% en peso de Ca o aproximadamente 0,001% en peso de REM es deseable para controlar la conformación del sulfuro. Sin embargo, si el contenido de calcio supera aproximadamente 0,006% en peso o si el contenido de REM supera aproximadamente 0,02% en peso, pueden formarse cantidades grandes de CaO-CaS (una forma de óxido de calcio-sulfuro de calcio) o REM-CaS (una forma de metal de tierras raras-sulfuro de calcio) y convertirse en aglomerados grandes e inclusiones grandes, que no solo malogran la limpieza del acero sino que también ejercen influencias adversas sobre la capacidad de soldadura in situ. Preferiblemente, la concentración de calcio está limitada a aproximadamente 0,006% en peso y la concentración de REM está limitada a aproximadamente 0,02% en peso. En aceros para tuberías de resistencia ultra-alta, la reducción en el contenido de azufre hasta por debajo de aproximadamente 0,001% en peso y la reducción en el contenido de nitrógeno hasta por debajo de aproximadamente 0,003% en peso, preferiblemente por debajo de aproximadamente 0,002% en peso, mientras se mantiene el valor ESSP preferiblemente mayor que aproximadamente 0,5 y menor que aproximadamente 10, donde el ESSP es un índice relacionado con el control de la conformación de inclusiones de sulfuro en acero y se define por la relación: ESSP = (% en peso de Ca) [1-124 (% en peso de O)]/1,25 (% en peso de S), puede ser particularmente eficaz para mejorar tanto la tenacidad como la capacidad de soldadura.

El magnesio forma generalmente partículas de óxido finamente dispersadas, que pueden suprimir el engrosamiento de los granos y/o promover la formación de ferrita intragranular en la HAZ y, de ese modo, mejorar la tenacidad de la HAZ. Al menos aproximadamente 0,0001% en peso de Mg es deseable para que la adición de Mg sea eficaz. Sin embargo, si el contenido de Mg supera aproximadamente 0,006% en peso, se forman óxidos gruesos y la tenacidad de la HAZ se deteriora.

El boro en adiciones pequeñas, de aproximadamente 0,0005% en peso a aproximadamente 0,0020% en peso (5 ppm-20 ppm), a aceros con bajo contenido de carbono (contenidos de carbono menores que aproximadamente 0,3% en peso) puede mejorar drásticamente la capacidad de endurecimiento de tales aceros promoviendo la formación de los potentes constituyentes de refuerzo bainita o martensita, mientras que retarda la formación de los constituyentes ferrita y perlita más débiles durante el enfriamiento del acero desde temperaturas altas hasta ambientales. El boro en un exceso de aproximadamente 0,002% en peso puede promover la formación de partículas fragilizantes de Fe_{23}(C,B)_{6}
(una forma de borocarburo de hierro). Por lo tanto, se prefiere un límite superior de aproximadamente 0,0020% en peso de boro. Una concentración de boro entre aproximadamente 0,005% en peso y aproximadamente 0,0020% en peso (5 ppm-20 ppm) es deseable para obtener el efecto máximo sobre la capacidad de endurecimiento. En vista de lo precedente, el boro puede usarse como una alternativa a costosas adiciones de aleaciones para promover la uniformidad microestructural en todo el grosor de placas de acero. El boro también aumenta la eficacia tanto del molibdeno como del niobio para incrementar la capacidad de endurecimiento del acero. Las adiciones de boro, por lo tanto, permiten el uso de composiciones de acero de bajo Ceq para producir altas resistencias de la placa de base. Además, el boro añadido a aceros ofrece el potencial de combinar alta resistencia con capacidad de soldadura y resistencia al agrietamiento en frío excelentes. El boro también puede mejorar la resistencia de las juntas de los granos y de ahí la resistencia al agrietamiento intergranular potenciado por hidrógeno.

Un primer objetivo del tratamiento termomecánico que se ilustra en la figura 1 es alcanzar una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en varillas de grano fino o mezclas de las mismas, transformada a partir de granos de austenita substancialmente no cristalizados, y que también comprende preferiblemente una dispersión fina de cementita. Los constituyentes de bainita inferior y martensita en varillas pueden endurecerse adicionalmente mediante precipitados aún más finamente dispersados de Mo_{2}C, V(C,N) y Nb(C,N), o mezclas de los mismos, y, en algunos casos, pueden contener boro. La microestructura a escala fina de la bainita inferior de grano fino, la martensita en varillas de grano fino y las mezclas de las mismas provee al material de alta resistencia y buena tenacidad a baja temperatura. Para obtener la microestructura deseada, los granos de austenita calentados en las planchas de acero se hacen en primer lugar de tamaño fino y en segundo lugar se deforman y se aplanan de modo que la dimensión de grosor total de los granos de austenita sea todavía inferior, por ejemplo, preferiblemente menor que aproximadamente 5-20 micras, y, en tercer lugar, estos granos de austenita aplanados se rellenan con una alta densidad de dislocaciones y bandas de cizallamiento. Estas interfases limitan el crecimiento de las fases de transformación (es decir, la bainita inferior y la martensita en varillas) cuando la placa de acero se enfría después de la terminación del laminado en caliente. El segundo objetivo es retener suficiente Mo, V y Nb, substancialmente en solución sólida, después de que la placa se enfríe hasta la Temperatura de Parada del Templado, de modo que el Mo, el V y el Nb estén disponibles para precipitarse como Mo_{2}C, Nb(C,N) y V(C,N) durante la transformación de bainita o durante los ciclos térmicos de soldadura para mejorar y conservar la resistencia del acero. La temperatura de recalentamiento para la plancha de acero antes del laminado en caliente debe ser suficientemente alta para maximizar la solución del V, el Nb y el Mo, mientras que evita la disolución de las partículas de TiN que se forman durante la colada continua del acero, y sirve para prevenir el engrosamiento de los granos de austenita antes del laminado en caliente. Para alcanzar ambos objetivos para las composiciones de acero de la presente invención, la temperatura de recalentamiento antes del laminado en caliente debe ser al menos aproximadamente 1000ºC (1832ºF) y no mayor que aproximadamente 1250ºC (2282ºF). La plancha se recalienta preferiblemente mediante medios adecuados para elevar la temperatura de la plancha substancialmente entera, preferiblemente la plancha entera, hasta la temperatura de recalentamiento deseada, por ejemplo, poniendo la plancha en un horno durante un período de tiempo. La temperatura de recalentamiento específica que debe usarse para cualquier composición de acero dentro del intervalo de la presente invención puede ser fácilmente determinada por un experto en la técnica, mediante experimento o mediante cálculo usando modelos adecuados. Adicionalmente, la temperatura del horno y el tiempo de recalentamiento necesarios para elevar la temperatura de la plancha substancialmente entera, preferiblemente la plancha entera, hasta la temperatura de recalentamiento deseada pueden ser fácilmente determinados por un experto en la técnica mediante referencia a publicaciones industriales estándar.

Para cualquier composición de acero dentro del intervalo de la presente invención, la temperatura que define el límite entre el intervalo de recristalización y el intervalo de no recristalización, la temperatura T_{nr}, depende de la química del acero y, más particularmente, de la temperatura de recalentamiento antes de la laminación, la concentración de carbono, la concentración de niobio y la cantidad de reducción dada en las fases de laminación. Los expertos en la técnica pueden determinar esta temperatura para cada composición de acero mediante experimento o mediante cálculo modélico.

Excepto para la temperatura de recalentamiento, que se aplica a la plancha substancialmente entera, las temperaturas subsiguientes mencionadas al describir el método de procesamiento son temperaturas medidas en la superficie del acero. La temperatura superficial del acero puede medirse mediante el uso de un pirómetro óptico, por ejemplo, o mediante cualquier otro dispositivo adecuado para medir la temperatura superficial del acero. Las velocidades de templado (enfriamiento) mencionadas aquí son en el centro, o substancialmente en el centro, del grosor de la placa y la Temperatura de Parada del Templado (QST) es la temperatura superior, o substancialmente superior, alcanzada en la superficie de la placa, después de que se detenga el templado, debido al calor transmitido desde el grosor medio de la placa. La temperatura y el caudal requeridos del fluido de templado para lograr la velocidad de enfriamiento acelerado deseada pueden ser determinados por un experto en la técnica mediante referencia a publicaciones industriales estándar.

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Las condiciones de laminado en caliente, además de afinar el tamaño de los granos de austenita, proporciona un incremento en la densidad de dislocación a través de la formación de bandas de deformación en los granos de austenita, conduciendo de ese modo a un refino adicional de la microestructura limitando el tamaño de los productos de transformación, es decir, la bainita inferior de grano fino y la martensita en varillas de grano fino, durante el enfriamiento después de que se acabe el laminado. Si la reducción por laminado en el intervalo de temperatura de recristalización se disminuye por debajo del intervalo descrito aquí mientras la reducción por laminado en el intervalo de temperatura de no recristalización se incrementa por encima del intervalo descrito aquí, los granos de austenita serán generalmente de un tamaño insuficientemente fino dando como resultado granos de austenita gruesos, reduciendo de ese modo tanto la resistencia como la tenacidad del acero y provocando superior susceptibilidad al agrietamiento potenciado por hidrógeno. Por otra parte, si la reducción por laminado en el intervalo de temperatura de recristalización se incrementa por encima del intervalo descrito aquí mientras la reducción por laminado en el intervalo de temperatura de no recristalización se disminuye por debajo del intervalo descrito aquí, la formación de bandas de deformación y subestructuras de dislocación en los granos de austenita puede hacerse inadecuada para proporcionar suficiente refino de los productos de transformación cuando el acero se enfría después de que se acabe el laminado.

Después de acabar el laminado, el acero se somete a templado desde una temperatura preferiblemente no inferior que aproximadamente el punto de transformación Ar_{3} y terminando a una temperatura no superior que el punto de transformación Ar_{1}, es decir, la temperatura a la que la transformación de austenita en ferrita o en ferrita más cementita se completa durante el enfriamiento, preferiblemente no superior que aproximadamente 550ºC (1022ºF) y más preferiblemente no superior que aproximadamente 500ºC (932ºF). Se utiliza generalmente el templado con agua. Sin embargo, cualquier fluido adecuado puede usarse para realizar el templado. Generalmente no se emplea el enfriamiento al aire prolongado entre el laminado y el templado, ya que interrumpe el flujo normal de material a través del procedimiento de laminado y enfriamiento en una acería típica. Sin embargo, se ha determinado que, interrumpiendo el ciclo de templado en un intervalo apropiado de temperaturas y a continuación dejando que el acero templado se enfríe al aire a temperatura ambiente hasta su estado acabado, se obtienen constituyentes microestructurales particularmente ventajosos sin interrupción del procedimiento de laminado y, así, con poco impacto sobre la productividad del laminador.

La placa de acero laminada en caliente y templada se somete así a un tratamiento de enfriamiento al aire final que se comienza a una temperatura que no es superior que el punto de transformación Ar_{1}, preferiblemente no superior que aproximadamente 550ºC (1022ºF) y más preferiblemente no superior que aproximadamente 500ºC (932ºF). Este tratamiento de enfriamiento final se efectúa con los propósitos de mejorar la tenacidad del acero permitiendo una precipitación suficiente substancialmente uniformemente en toda la microestructura de bainita inferior de grano fino y martensita en varillas de grano fino de partículas de cementita finamente dispersadas. Adicionalmente, dependiendo de la Temperatura de Parada del Templado y la composición del acero, pueden formarse precipitados de Mo_{2}C, Nb(C,N) y V(C,N) más finamente dispersados, que pueden incrementar la resistencia.

Una placa de acero producida por medio del procedimiento descrito exhibe alta resistencia y alta tenacidad con alta uniformidad de microestructura en toda la dirección del grosor de la placa, a pesar de la concentración de carbono relativamente baja. Por ejemplo, tal placa de acero exhibe generalmente una resistencia a la fluencia de al menos aproximadamente 830 MPa (120 ksi), una resistencia a la tracción de al menos aproximadamente 900 MPa (130 ksi) y una tenacidad (medida a -40ºC) (-40ºF), por ejemplo, vE_{-40}) de al menos aproximadamente 120 julios (90 libras-pie), que son propiedades adecuadas para aplicaciones a tuberías. Además, la tendencia al reblandecimiento de la zona afectada por calor (HAZ) se reduce por la presencia de, y la formación adicional durante la soldadura de, precipitados de V(C,N) y Nb(C,N). Por otra parte, la sensibilidad del acero al agrietamiento potenciado por hidrógeno se reduce notablemente.

La HAZ en el acero se desarrolla durante el ciclo térmico inducido por soldadura y puede extenderse aproximadamente 2-5 mm (0,08-0,2 pulgadas) desde la línea de fusión de soldadura. En la HAZ se forma un gradiente de temperatura, por ejemplo, de aproximadamente 1400ºC a aproximadamente 700ºC (2552ºF-1292ºF), que abarca un área en la que se producen generalmente los siguientes fenómenos de reblandecimiento, desde temperatura inferior hasta superior: reblandecimiento mediante reacción de revenido a alta temperatura y reblandecimiento mediante austenización y enfriamiento lento. A temperaturas inferiores, alrededor de 700ºC (1292ºF), están presentes vanadio y niobio y sus carburos o carbonitruros para prevenir o minimizar substancialmente el reblandecimiento reteniendo la alta densidad de dislocación y las subestructuras; mientras que a temperaturas superiores, alrededor de 850ºC-950ºC (1562ºF-1742ºF), se forman precipitados de carburos o carbonitruros de vanadio y niobio adicionales y minimizan el reblandecimiento. El efecto neto durante el ciclo térmico inducido por soldadura es que la pérdida de resistencia en la HAZ es menor que aproximadamente 10%, preferiblemente menor que aproximadamente 5%, con relación a la resistencia del acero de base. Esto es, la resistencia de la HAZ es al menos aproximadamente 90% de la resistencia del metal de base, preferiblemente al menos aproximadamente 95% de la resistencia del metal de base. El mantenimiento de la resistencia en la HAZ se debe principalmente a una concentración total de vanadio y niobio de más de aproximadamente 0,06% en peso, y preferiblemente cada uno del vanadio y el niobio están presentes en el acero en concentraciones de más de aproximadamente 0,03% en peso.

Como es bien conocido en la técnica, una tubería se forma a partir de una placa mediante el procedimiento U-O-E bien conocido en el que: La placa se forma en una conformación de U ("U"), a continuación se forma en una conformación de O ("O") y la conformación de O, después de la soldadura longitudinal, se expande aproximadamente 1% ("E"). La formación y la expansión con sus efectos de endurecimiento de trabajo concomitantes conducen a una resistencia incrementada en la tubería.

Los siguientes ejemplos sirven para ilustrar la invención descrita previamente.

Modalidades preferidas de procesamiento IDQ

De acuerdo con la presente invención, la microestructura está comprendida predominantemente por bainita inferior de grano fino reforzada con, además de partículas de cementita, carburos de aleación finos y estables que contienen Mo, V, Nb o mezclas de los mismos. Ejemplos específicos de estas microestructuras se presentan más adelante.

Efecto de la temperatura de parada del templado sobre la microestructura

1) Aceros que contienen boro con suficiente capacidad de endurecimiento: La microestructura en aceros procesados por IDQ con una velocidad de templado de aproximadamente 20ºC/segundo a aproximadamente 35ºC/segundo (36ºF/segundo-63ºF/segundo) está gobernada principalmente por la capacidad de endurecimiento del acero según se determina por parámetros de composición tales como el equivalente de carbono (Ceq) y la Temperatura de Parada del Templado (QST). Los aceros al boro con capacidades de endurecimiento suficientes para una placa de acero que tiene el grosor preferido para placas de acero de esta invención, a saber, con un Ceq mayor que aproximadamente 0,45 y menor que aproximadamente 0,7, son particularmente adecuados para procesamiento IDQ proporcionando una amplitud de procesamiento extendida para la formación de las microestructuras (predominantemente bainita inferior de grano fino) y las propiedades mecánicas reivindicadas. La QST para estos aceros puede estar en un intervalo muy amplio y sin embargo producir la microestructura y las propiedades deseadas. Cuando estos aceros se procesan IDQ con una QST baja, a saber, aproximadamente 200ºC (392ºF), la microestructura es predominantemente martensita en varillas autorrevenida. A medida que la QST se incrementa hasta aproximadamente 270ºC (518ºF), la microestructura se cambia poco desde aquella con una QST de aproximadamente 200ºC (392ºF), excepto por un ligero engrosamiento de los precipitados de cementita autorrevenida. La microestructura de la muestra procesada con una QST de aproximadamente 295ºC (563ºF) revelaba una mezcla de martensita en varillas (fracción principal) y bainita inferior. Sin embargo, la martensita en varillas muestra un autorrevenido significativo, que revela precipitados de cementita autorrevenida bien desarrollados. En referencia ahora a la figura 5, la microestructura de los aceros mencionados previamente, procesados con QSTs de aproximadamente 200ºC (392ºF), aproximadamente 270ºC (518ºF) y aproximadamente 295ºC (563ºF), está representada por la micrografía 52 de la figura 5. En referencia de nuevo a las figuras 2A y 2B, las figuras 2A y 2B muestran micrografías de campo brillante y oscuro que revelan las partículas de cementita extensas a una QST de aproximadamente 295ºC (563ºF). Estas características en la martensita en varillas pueden conducir a alguna disminución de la resistencia a la fluencia; sin embargo, la resistencia del acero mostrada en las figuras 2A y 2B todavía es adecuada para la aplicación a tuberías. En referencia ahora a las figuras 3 y 5, a medida que la QST se incrementa, hasta una QST de aproximadamente 385ºC (725ºF) la microestructura comprende bainita predominantemente inferior, según se muestra en la figura 3 y en la micrografía 54 de la figura 5. La micrografía electrónica de transmisión de campo brillante, figura 3, revela los precipitados de cementita característicos en una matriz de bainita inferior. En las aleaciones de este ejemplo, la microestructura de bainita inferior se caracteriza por una estabilidad excelente durante la exposición térmica, resistiendo el reblandecimiento incluso en la zona afectada por calor (HAZ) subcrítica e intercrítica de grano fino de las soldaduras. Esto puede explicarse por la presencia de carbonitruros de aleación muy finos del tipo que contiene Mo, V y Nb. Las figuras 4A y 4B, respectivamente, presentan micrografías electrónicas de transmisión de campo brillante y campo oscuro que revelan la presencia de partículas de carburo con diámetros menores que aproximadamente 10 nm. Estas partículas de carburo finas pueden proporcionar incrementos significativos en la resistencia a la fluencia.

La figura 5 presenta un resumen de las microestructuras y las observaciones de propiedades hechas con uno de los aceros al boro con las modalidades químicas preferidas. Los números bajo cada punto de datos representan la QST, en grados Celsius, usada para este punto de datos. En este acero particular, a medida que la QST se incrementa más allá de 500ºC (932ºF), por ejemplo hasta aproximadamente 515ºC (959ºF), el constituyente microestructural predominante se hace entonces bainita superior, según se ilustra mediante la micrografía 56 de la figura 5. A la QST de aproximadamente 515ºC (959ºF), también se produce una cantidad pequeña pero apreciable de ferrita, como también se ilustra mediante la micrografía 56 de la figura 5. El resultado neto es que la resistencia se disminuye substancialmente sin un beneficio equivalente en la tenacidad. Se ha encontrado en este ejemplo que una cantidad substancial de bainita superior y especialmente microestructuras predominantemente de bainita superior deben evitarse para las buenas combinaciones de resistencia y tenacidad.

Planchas de acero procesadas como previamente sufren preferiblemente un recalentamiento apropiado antes del laminado para inducir los efectos deseados sobre la microestructura. El recalentamiento sirve para el propósito de disolver substancialmente, en la austenita, los carburos y carbonitruros de Mo, Nb y V de modo que estos elementos puedan reprecipitarse más tarde durante el procesamiento del acero en formas más deseadas, es decir, precipitación fina en austenita o los productos de transformación de austenita antes de templar así como al enfriar y soldar. El recalentamiento se efectúa a temperaturas en el intervalo de aproximadamente 1000ºC (1832ºF) a aproximadamente 1250ºC (2282ºF), y preferiblemente de aproximadamente 1050ºC a 1150ºC (1922ºF-2102ºF). El diseño de la aleación y el procesamiento termomecánico se han coordinado para producir el siguiente equilibrio con respecto a los formadores de carbonitruros resistentes, específicamente niobio y vanadio:

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aproximadamente un tercio de estos elementos precipita preferiblemente en austenita antes del templado

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aproximadamente un tercio de estos elementos precipita preferiblemente en productos de transformación de austenita durante el enfriamiento después del templado

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aproximadamente un tercio de estos elementos es retenido preferiblemente en solución sólida para estar disponible para la precipitación en la HAZ para mejorar el reblandecimiento normal observado en los aceros que tienen resistencia a la fluencia mayor que 550 MPa (80 ksi).

El esquema de laminado usado en la producción de los aceros de los ejemplos se da en la Tabla I

TABLA I

Paso	Grosor Después del Paso – mm (pulgadas)	Temperatura – ºC (ºF)
0	100 (3,9)	1240 (2264)
1	90 (3,5)	- - - -
2	80 (3,1)	- - - -
3	70 (2,8)	1080 (1976)
4	60 (2,4)	930 (1706)
5	45 (1,8)	- - - -
6	30 (1,2)	- - - -
7	20 (0,8)	827 (1521)

Los aceros se templaron desde la temperatura de laminado de acabado hasta una Temperatura de Parada del Templado a una velocidad de enfriamiento de 35ºC/segundo (63ºF/segundo) seguido por un enfriamiento al aire hasta temperatura ambiente. Este procesamiento IDQ producía la microestructura deseada que comprendía predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en varillas de grano fino o mezclas de las mismas.

En referencia de nuevo a la figura 6, puede observarse que el acero D (Tabla II), que está esencialmente libre de boro y no está de acuerdo con la presente invención (grupo inferior de puntos de datos conectados por línea discontinua), así como los aceros H e I (Tabla II) de acuerdo con la presente invención, que contienen una pequeña cantidad predeterminada de boro (grupo superior de puntos de datos entre líneas paralelas), pueden formularse y fabricarse a fin de producir una resistencia a la tracción por encima de 900 MPa (135 ksi) y una tenacidad por encima de 120 julios (90 pies-libras) a -40ºC (-40ºF), por ejemplo, vE_{-40} por encima de 120 julios (90 libras-pie). En cada caso, el material resultante se caracteriza predominantemente por bainita inferior de grano fino y/o martensita en varillas de grano fino. Según se indica por los puntos de datos marcados "534" (representación de la Temperatura de Parada del Templado en grados Celsius empleada para esa muestra), cuando los parámetros del procedimiento están fuera de los límites del método descrito aquí, la microestructura resultante (ferrita con precipitados más bainita superior y/o martensita gemela o martensita en varillas) no es la microestructura deseada de los aceros de esta invención, y la resistencia a la tracción o la tenacidad, o ambas, están por debajo de los intervalos deseados para aplicaciones a tuberías.

Ejemplos de aceros formulados de acuerdo con la presente invención se muestran en la Tabla II y se identifican como "G"-"I". También se identifican los aceros "A"-"D" cuando están esencialmente libres de boro y "E" y "F", que no están de acuerdo con la presente invención.

1

Los aceros de acuerdo con la presente invención son adecuados para aplicaciones a tuberías, pero no se limitan a las mismas. Tales aceros pueden ser adecuados para otras aplicaciones, tales como aceros estructurales.

Aunque la invención precedente se ha descrito en términos de una o más modalidades preferidas, debe entenderse que pueden hacerse otras modificaciones sin apartarse del alcance de la invención, que está indicado en las siguientes reivindicaciones.

Glosario de términos

Punto de Transformación Ac_{1}: la temperatura a la que la austenita comienza a formarse durante el calentamiento;

Punto de Transformación Ar_{1}: la temperatura a la que la transformación de austenita en ferrita o en ferrita más cementita se completa durante el enfriamiento;

Punto de Transformación Ar_{3}: la temperatura a la que la austenita comienza a transformarse en ferrita durante el enfriamiento;

cementita: carburos de hierro;

Ceq (equivalente de carbono): un término industrial bien conocido usado para expresar la capacidad de soldadura; además, Ceq = (% en peso de C + % en peso de Mn/6 + (% en peso de Cr + % en peso de Mo + % en peso de V)/5 + (% en peso de Cu + % en peso de Ni)/15);

ESSP: un índice relacionado con el control de la conformación de inclusiones de sulfuro en acero; también ESSP = (% en peso de Ca)[1-124 (% en peso de O)]/1,25 (% en peso de S);

Fe_{23}(C,B)_{6}: una forma de borocarburo de hierro;

HAZ: zona afectada por calor;

IDQ: Templado Directo Interrumpido;

Química pobre: Ceq menor que aproximadamente 0,50;

Mo_{2}C: una forma de carburo de molibdeno;

Nb(C,N): carbonitruros de niobio;

Pcm: un término industrial bien conocido usado para expresar la capacidad de soldadura; también, Pcm = (% en peso de C + % en peso de Si/30 + (% en peso de Mn + % en peso de Cu + % en peso de Cr)/20 + % en peso de Ni/60 + % en peso de Mo/15 + % en peso de V/10 + 5(% en peso de B));

predominantemente: según se usa al describir la presente invención, significa al menos aproximadamente 50 por ciento en volumen;

templado: según se usa al describir la presente invención, enfriamiento acelerado mediante cualquier medio por el que se utiliza un fluido seleccionado por su tendencia a incrementar la velocidad de enfriamiento del acero, en oposición al enfriamiento al aire;

velocidad de templado (enfriamiento): velocidad de enfriamiento en el centro, o substancialmente en el centro, del grosor de la placa;

Temperatura de Parada del Templado (QST): la temperatura más alta, o substancialmente la más alta, alcanzada en la superficie de la placa, después de que se detenga el templado, debido al calor transmitido desde el grosor medio de la placa;

REM: Metales de Tierras Raras;

Temperatura T_{nr}: la temperatura por debajo de la cual no se recristaliza la austenita;

V(C,N): carbonitruros de vanadio;

vE_{-40}: energía de los impactos determinada por la prueba de impactos con entalla en V de Charpy a -40ºC (-40ºF).

Claims (14)

1. Un acero hipoaleado que contiene boro que tiene una resistencia a la tracción de al menos 900 MPa (130 ksi), una tenacidad según se mide por la prueba de impactos con entalla en V de Charpy a -40ºC (-40ºF) de al menos 120 julios (90 pies-libra) y una microestructura que comprende al menos 50 por ciento en volumen de bainita inferior de grano fino, transformada a partir de granos de austenita substancialmente no cristalizada, y en donde dicho acero consiste en hierro, impurezas inevitables y los siguientes aditivos en los porcentajes en peso indicados:

de 0,03% a 0,10% de C,

de 1,6% a 2,1% de Mn,

de 0,01% a 0,10% de Nb,

de 0,01% a 0,10% de V,

de 0,2% a 0,5% de Mo,

de 0,005% a 0,03% de Ti, y

de 0,0005% a 0,0020% de B,

que comprende además opcionalmente al menos un aditivo seleccionado del grupo que consiste en (i) de 0% en peso a 0,6% en peso de Si, (ii) de 0% en peso a 1,0% en peso de Cu, (iii) de 0% en peso a 1,0% en peso de Ni, (iv) de 0% en peso a 1,0% en peso de Cr, (v) de 0% en peso a 0,006% en peso de Ca, (vi) de 0% en peso a 0,06% en peso de Al, (vii) de 0% en peso a 0,02% en peso de REM y (viii) de 0% en peso a 0,006% en peso de Mg,

y es tal que

0,45 \leq Ceq \leq 0,7 y

Pcm \leq 0,35, en donde Ceq = % en peso de C + % en peso de Mn/6 + (% en peso de Cr + % en peso de Mo + % en peso de V)/5 + (% en peso de Cu + % en peso de Ni)/15 y Pcm = % en peso de C + % en peso de Si/30 + (% en peso de Mn + % en peso de Cu + % en peso de Cr)/20 + % en peso de Ni/60 + % en peso de Mo/15 + % en peso de V/10 + 5% en peso de B.

2. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, que comprende además precipitados finos de cementita.

3. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, que comprende además precipitados de los carburos o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno.

4. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 3, en el que la concentración total de vanadio y niobio es mayor que 0,06 por ciento en peso.

5. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 3, en el que las concentraciones de cada uno de vanadio y niobio son mayores que 0,03 por ciento en peso.

6. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, que comprende además martensita en varillas de grano fino transformada substancialmente a partir de granos de austenita no cristalizada.

7. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, en la forma de una placa que tiene un grosor de al menos 10 mm (0,39 pulgadas).

8. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, en donde dicho acero comprende de 0,05% a 0,09% de C.

9. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, en donde dicho acero comprende de 0,2% a 1,0% de Ni.

10. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, en donde dicho acero comprende de 0,03% a 0,06% de Nb.

11. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, en donde dicho acero comprende de 0,03% a 0,08% de V.

12. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, en donde dicho acero comprende de 0,015% a 0,02% de Ti.

13. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, en donde dicho acero comprende de 0,0008% a 0,0012% de B.

14. El acero hipoaleado que contiene boro de acuerdo con la reivindicación 1, en donde dicho acero comprende de 0,001% a 0,06% de Al.