ES2216301T3 - Aceros que contienen boro, soldables, de resistencia ultra-alta, con tenacidad superior. - Google Patents
Aceros que contienen boro, soldables, de resistencia ultra-alta, con tenacidad superior.Info
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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.
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.
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.
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.
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.
\newpage
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.
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.
(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.
\newpage
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.
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.
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:
- \bullet
- aproximadamente un tercio de estos elementos precipita preferiblemente en austenita antes del templado
- \bullet
- aproximadamente un tercio de estos elementos precipita preferiblemente en productos de transformación de austenita durante el enfriamiento después del templado
- \bullet
- 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
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.
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.
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.
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