ES2790421T3 - Plancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente y método de fabricación de la misma - Google Patents

Plancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente y método de fabricación de la misma Download PDF

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Abstract

Plancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente, que tiene los siguientes componentes en porcentaje en peso: C: el 0,04% ∼0,09%; Si: menos del o igual al 0,15%; Mn: el 1,25% ∼ 1,55%; P: menos del o igual al 0,013%; S: menos del o igual al 0,003%; Cu: el 0,10% ∼ 0,30%; Ni: el 0,20% ∼ 0,60%; Mo: el 0,05% ∼ 0,25%; Als: el 0,030% ∼ 0,060%; Ti: el 0,006% ∼ 0,014%; Nb: el 0,015% ∼ 0,030%; N: menos del o igual al 0,0050%; Ca: el 0,001 % ∼ 0,004%; siendo el resto Fe e impurezas inevitables; y simultáneamente, cumpliendo el contenido de los elementos descritos anteriormente las siguientes relaciones: la relación entre C y Mn: la razón Mn/C es mayor de o igual a 15 y menor de o igual a 30; (%Si)x(%Ceq) es menor de o igual a 0,050, en la que Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5; (%Si)x(%C) es menor de o igual a 0,010; (%Mo)x[(%C) + 0,13(%Si)] está en el intervalo de 0,003∼0,020; la razón Ti/N está en el intervalo de 2,0∼4,0; la relación entre Cu y Ni: Ni/Cu es mayor de o igual a 1,0; la relación entre Ca y S: la razón Ca/S está en el intervalo de 0,80∼3,0; teniendo la plancha de acero una resistencia mecánica al alargamiento de 460 MPa o más, una resistencia mecánica a la tracción de 550 MPa ∼ 700 MPa, un límite de alargamiento de 0,85 o menos, energía de impacto de Charpy a -60ºC (un solo valor) de 60 J o más, y siendo las microestructuras de la misma ferritas finas más bainita autorrevenida con un tamaño de grano promedio de 15 μm o menos.

Description

DESCRIPCIÓN
Plancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente y método de fabricación de la misma Campo técnico
La presente invención se refiere a una plancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente y a un método de fabricación de la misma. A través del procedimiento de TMCP, se obtiene una plancha de acero con resistencia mecánica al alargamiento de 460 MPa o más, resistencia mecánica a la tracción de 550 MPa ~ 700 MPa, límite de alargamiento de 0,85 o menos, energía de impacto de Charpy a -60°C (un solo valor) de 60 J o más y soldabilidad excelente, que tiene microestructuras de ferritas finas más bainita autorrevenida con un tamaño de grano promedio de 15 |im o menos.
Antecedentes
Tal como se conoce, el acero de baja aleación con bajo contenido de carbono (alta resistencia mecánica) es uno de los materiales de estructura de ingeniería más importantes y se aplica ampliamente en tuberías de petróleo y gas, plataformas oceánicas, construcción naval, estructuras de puentes, calderas, estructuras arquitectónicas, industrias automovilísticas, transporte ferroviario y producciones mecánicas.
Las propiedades del acero de baja aleación con bajo contenido de carbono (alta resistencia mecánica) dependen de sus componentes químicos y del sistema de proceso en el procedimiento de fabricación, en el que la resistencia mecánica, la plasticidad, la tenacidad y la soldabilidad son las más importantes del mismo, que finalmente dependen de las microestructuras del producto de acero terminado. A medida que se desarrolla la ciencia y la tecnología, se presentan requisitos más estrictos en la coincidencia de alta tenacidad y alta plasticidad del acero de alta resistencia mecánica. Es decir, las propiedades mecánicas y el rendimiento operativo pueden mejorarse significativamente a la vez que se mantiene un bajo coste de fabricación, para reducir la cantidad de materiales de acero usados, ahorrar costes y reducir el peso propio de la estructura de acero, y lo que es más importante, para mejorar adicionalmente la seguridad, la estabilidad, la durabilidad y la maquinabilidad en frío/en caliente, para adaptarse a diferentes entornos de construcción y cumplir con diferentes requisitos en los procedimientos.
Actualmente, hay un momento culminante en la investigación y el desarrollo de una nueva generación de materiales de acero y hierro de alto rendimiento en Japón, Corea y la Unión Europea. Se han realizado esfuerzos para optimizar las combinaciones de aleaciones e innovar los procedimientos de fabricación para obtener una mejor coincidencia entre las estructuras, de modo que el acero de alta resistencia mecánica pueda obtener una mejor coincidencia entre alta tenacidad y alta plasticidad.
La plancha de acero gruesa tradicional con una resistencia mecánica a la tracción de más de 590MPa se fabrica mediante recalentamiento y temple más revenido (RQ T) que se denomina “endurecimiento fuera de línea”, que requiere que la parte central de la plancha de acero sea de templabilidad suficientemente alta, es decir, el índice de templabilidad DI es mayor de o igual a 1,0 multiplicado por el grosor de la plancha de acero, en el que DI = 0,311C1/2(1 0,64Si) x (1 4,10Mn) x (1 0,27Cu) x (I 0,52Ni) x (1 2,33Cr) x (1 3,14Mo) x 25,4 (mm), para garantizar que la plancha de acero tiene una resistencia mecánica suficientemente alta, excelente tenacidad a temperatura ultrabaja y microestructuras y propiedades uniformes a lo largo de la dirección de grosor de la misma. En consecuencia, un número determinado de elementos de aleación tales como Cr, Mo, Ni, Cu se añaden inevitablemente al acero (documentos JPS59-129724, JPH1-219121). El Ni no solo puede mejorar la resistencia mecánica y la templabilidad de la plancha de acero, sino que también reduce la temperatura de transición de fase y afina los tamaños de grano de la bainita/martensita en listones; y lo que es más importante, el Ni es el único elemento para mejorar la tenacidad intrínseca a baja temperatura de la bainita/martensita en listones, aumentando el ángulo de orientación entre los listones de bainita/martensita y mejorando la resistencia a la expansión de grietas en la bainita/martensita eutécticas. Como tal, el contenido de aleación de la plancha de acero es alto, lo que da como resultado no solo un alto coste de producción, sino también un alto equivalente de carbono Ceq, y un alto índice de sensibilidad al agrietamiento en frío por soldadura Pcm. Esto conlleva grandes dificultades para la soldadura de campo, de manera que se necesita precalentamiento antes de la soldadura, y se necesita tratamiento térmico después de la soldadura, por lo que el coste de la soldadura aumenta, la eficacia de la soldadura se reduce y el entorno de soldadura empeora. Un gran número de documentos de patente anteriores (por ejemplo, JPS63 - 93845, JPS63 - 79921, JPS60 - 258410, JPH4 - 285119A, JPH4 - 308035A, JPH3 - 264614, JPH2 - 250917, JPH4 -143246, patente estadounidense n.° 4855106, patente estadounidense n.° 5183198, patente estadounidense n.° 4137104) describen solo cómo lograr la resistencia mecánica y la tenacidad a baja temperatura de la plancha de acero de base, pero no cómo mejorar el rendimiento de soldadura de la plancha de acero y obtener una excelente tenacidad a baja temperatura de la zona afectada por el calor HAZ de soldadura, ni cómo garantizar la templabilidad de la parte central de la plancha de acero templado, para garantizar la resistencia mecánica, la tenacidad de la plancha de acero y la uniformidad de la resistencia mecánica, tenacidad a lo largo de la dirección de grosor de la misma.
Actualmente, en lo que se refiere a mejorar la tenacidad a baja temperatura de la zona afectada por el calor de soldadura (HAZ) de la plancha de acero soldada de ultraalto aporte de calor, solo Nippon Steel Co. de Japón adopta la tecnología de metalurgia de óxidos (patente estadounidense n.° 4629505, documento WO 01/59167 A1), es decir, durante el proceso de soldadura de alto aporte de calor, las partículas de TiN cerca de las líneas de fusión, se disuelven bajo el fuerte efecto de la alta temperatura y fallan. El Ti2O3 es más estable que el TiN y no se disuelve ni siquiera a temperaturas más altas que el punto de fusión del acero. Las partículas de Ti2O3 pueden convertirse en los sitios de nucleación de la austenita — ferrita acicular AF transgranular, con el fin de promover la nucleación de las mismas, dividir los granos de austenita eficazmente, afinar la estructura de HAZ y formar estructuras de ferrita acicular AF de alta resistencia mecánica y alta tenacidad. Además, Sumitomo Metal Co. de Japón adopta los medios técnicos de añadir B y controlar la razón B/N mayor o igual a 0,5, bajo contenido de silicio, ultrabajo contenido de aluminio, contenido moderado de N, para resolver el problema con el rendimiento de la soldadura de alto aporte de calor de planchas de acero de nivel de 60 kg, que logra buenos efectos y se ha aplicado con éxito a la práctica de ingeniería (Iron And Steel, 1978, vol. 64, página 2205).
El documento CN101289728A describe una plancha de acero con tenacidad a baja temperatura, alta resistencia mecánica a la tracción y bajo límite de alargamiento.
Sumario
El objetivo de la presente invención es proporcionar una plancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente y un método de fabricación de la misma. A través del procedimiento de TMCP, el producto de plancha de acero final tiene microestructuras de ferritas finas más bainita autorrevenida con un tamaño de grano promedio de 15 |im o menos, resistencia mecánica al alargamiento de 460 MPa o más, resistencia mecánica a la tracción de 550 MPa ~ 700 MPa, límite de alargamiento de 0,85 o menos, energía de impacto de Charpy a -60°C (un solo valor) de 60 J o más. A la vez que se obtiene la coincidencia uniforme y excelente entre alta tenacidad y alta plasticidad, la plancha de acero puede soportar un proceso de soldadura de alto aporte de calor, y especialmente puede aplicarse a estructuras de puente sobre el mar, estructuras de torre eólica marina, estructuras de plataforma oceánica y estructuras de energía hidráulica, y puede lograr producción industrial estable, a bajo coste y por lotes.
Para lograr el objetivo mencionado anteriormente, la solución técnica de la presente invención es:
La presente invención adopta medios técnicos de metalurgia: basándose en un sistema de componentes con C ultrabajo, Mn alto, microaleación de Nb, ultramicro-tratamiento de Ti, se controla Mn/C en el intervalo de 15 ~30, (%Si)x(%Ceq) es menor de o igual a 0,050, (%C)x(%Si) es menor de o igual a 0,010, (%Mo)x[(%C)+0,13(%Si)] está en el intervalo de 0,003 ~ 0,020, Ti/N está en el intervalo de 2,0 ~4,0, la plancha de acero está aleada con (Cu+Ni+Mo), Ni/Cu es mayor de o igual a 1,0, se realiza tratamiento con Ca, y Ca/S está en el intervalo de 0,80 ~ 3,00.
Específicamente, la plancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente de la presente invención tiene los siguientes componentes en porcentajes en peso: C: el 0,04% ~ 0,09%; Si: menos del o igual al 0,15%; Mn: el 1,25% ~ 1,55%; P: menos del o igual al 0,013%; S: menos del o igual al 0,003%; Cu: el 0,10% ~ 0,30%; Ni: el 0,20% ~ 0,60%; Mo: el 0,05% - 0,25%; Als: el 0,030% - 0,060%; Ti: el 0,006% ~ 0,014%; Nb: el 0,015% ~ 0,030%; N: menos del o igual al 0,0050%; Ca: el 0,001% ~ 0,004%; siendo el resto Fe e impurezas inevitables; y simultáneamente, el contenido de los elementos descritos anteriormente tienen que cumplir las siguientes relaciones.
En lo que se refiere a la relación entre C y Mn, la razón Mn/C es mayor de o igual a 15 y menor de o igual a 30, para garantizar que la plancha de acero adopta en la región de fractura dúctil en el estado de temperatura de -60°C, es decir, el área de cizalla de la muesca de muestra de impacto de Charpy que es mayor de o igual al 50%, para garantizar que la plancha de acero tiene excelente tenacidad a temperatura ultrabaja, y una energía de impacto de Charpy a -60°C (un solo valor) de 60 J o más.
(%Si)x(%Ceq) es menor de o igual a 0,050, en la que Ceq = C Mn/6 (Cu Ni)/15 (Cr Mo V)/5, lo que garantiza que la plancha de acero tiene soldabilidad excelente, inhibe las formaciones de islas de M-A en la soldadura de alto aporte de calor HAZ, mejora la tenacidad a temperatura ultrabaja de la soldadura de alto aporte de calor HAZ, elimina las zonas frágiles locales de las juntas de soldadura, y mejora la seguridad y fiabilidad de la estructura de acero.
(%Si)x(%C) es menor de o igual a 0,010, lo que puede aumentar la velocidad de enfriamiento crítica de transición de fase de la bainita, reduce la región de transición de fase de temperatura media, mejora la formación de la ferrita proeutectoide, aumenta la templabilidad de la austenita sin transición de fase para promover la formación de bainita, garantiza que las microestructuras de la plancha de acero sometida a TMCP sean ferrita más bainita autorrevenida, y garantiza la tenacidad al impacto a temperatura ultrabaja de la plancha de acero; y además, inhibe la precipitación de la isla de M-A en la soldadura de alto aporte de calor HAZ, y mejora la soldabilidad y la tenacidad a temperatura ultrabaja de la HAZ de la soldadura.
Los dos puntos anteriores garantizan el excelente rendimiento de soldadura de la plancha de acero.
A través del procedimiento de TMCP, se obtiene una plancha de acero con resistencia mecánica al alargamiento de 460 MPa o más, resistencia mecánica a la tracción de 550 MPa ~ 700 MPa, límite de alargamiento de 0,85 o menos, energía de impacto de Charpy a -60°C (un solo valor) de 60 J o más y soldabilidad excelente, que tiene microestructuras de ferritas finas más bainita autorrevenida con un tamaño de grano promedio de 15 |im o menos.
(%Mo)x[(%C) 0,13(%Si)] está en el intervalo de 0,003 ~ 0,020, lo que garantiza que la resistencia mecánica provocada por la reducción de C y Si se neutraliza a través de la adición del elemento Mo, y que a través del diseño coincidente entre los elementos de C, Si, y Mo, se equilibran las propiedades tales como la resistencia mecánica, la plasticidad, la soldabilidad y la tenacidad a temperatura ultrabaja, de manera que la plancha de acero puede tener soldabilidad y tenacidad a temperatura ultrabaja excelentes, a la vez que la resistencia mecánica y la plasticidad de la plancha de acero cumplen el objetivo de desarrollo, y la ventana de proceso posterior es suficientemente grande como para realizar la práctica de campo fácilmente.
La razón Ti/N está en el intervalo de 2,0 ~4,0, lo que garantiza que las partículas de TiN formadas son uniformes y finas, que la resistencia a la maduración de Ostwald es alta, y que los granos de austenita durante el proceso del calentamiento y la laminación del desbaste plano son uniformes y finos, se inhibe el crecimiento de los granos en la HAZ de la soldadura, y se mejora la tenacidad a baja temperatura de la soldadura de alto aporte de calor HAZ.
En lo que se refiere a la relación entre Cu y Ni, la razón Ni/Cu es mayor de o igual a 1,0, lo que reduce las temperaturas de Ar3, Ari de las planchas de acero mediante TMCP, y afina las microestructuras de las mismas, e impide que el desbaste plano presente fragilidad del cobre a la vez que se garantiza la excelente tenacidad a baja temperatura de la plancha de acero de base.
La relación entre Ca y S: la razón Ca/S está en el intervalo de 0,80 ~3,0, lo que garantiza la nodularización de los sulfuros dentro del acero, y mejora la soldabilidad de alto aporte de calor de la plancha de acero a la vez que impide la generación de las grietas térmicas durante el proceso de soldadura de alto aporte de calor.
En el diseño de componentes de la presente invención:
El C afecta significativamente a la resistencia mecánica, la tenacidad a baja temperatura, la elongación y la soldabilidad de la plancha de acero mediante TMCP. Desde el punto de vista de mejorar la soldabilidad y la tenacidad a baja temperatura de la plancha de acero, se desea que el contenido en C se controle a un nivel bajo; desde los puntos de vista de hacer coincidir la templabilidad del acero, alta tenacidad y alta plasticidad en la plancha de acero, la tenacidad a temperatura ultrabaja, el control de las microestructuras en el procedimiento de fabricación y el coste de fabricación, no se desea que el contenido en C sea demasiado bajo, debido a que un contenido en C demasiado bajo tiende a dar como resultado una alta tasa de migración del límite de cristal, granos gruesos en la plancha de acero de base y HAZ de la soldadura, degradando de ese modo gravemente la tenacidad a baja temperatura de la misma; por tanto, el intervalo razonable del contenido en C es del 0,04% ~ 0,09%.
El Si puede promover la desoxidación del acero fundido y mejorar la resistencia mecánica de la plancha de acero, pero para el acero fundido que se desoxida mediante Als, el efecto desoxidante del Si no es significativo. Aunque el Si puede mejorar la resistencia mecánica de la plancha de acero, el Si también daña gravemente la tenacidad a temperatura ultrabaja, la elongación y la soldabilidad de la plancha de acero; especialmente, en el caso de soldadura de alto aporte de calor, el Si no solo puede promover la formación de islas de M-A, sino que también puede hacer que el tamaño de las islas de M-A sea grueso, que sean más y que estén distribuidas de manera desigual, lo que daña gravemente la tenacidad de la zona afectada por el calor de soldadura (HAZ). Por tanto, el contenido en Si debe ser lo más bajo posible. Teniendo en cuenta la economía y la operabilidad durante el procedimiento de producción del acero, el contenido en Si debe controlarse por debajo del 0,15%.
El Mn, como el elemento más importante, además de mejorar la resistencia mecánica de la plancha de acero, también tiene efectos de ampliar la región de fase de austenita, reducir las temperaturas de Ari y Ar3, afinar las microestructuras de la plancha de acero mediante TMCP para mejorar la tenacidad a baja temperatura, y promover la formación de la estructura de transición de fase a baja temperatura para mejorar la resistencia mecánica de la plancha de acero; pero el Mn tiende a segregarse durante la solidificación del acero fundido, y especialmente cuando el contenido en Mn es alto, puede dar como resultado no solo dificultades en la operación de colada, sino también en la segregación del conjugado con C, P, S, etc., especialmente cuando el contenido en C en el acero es alto, puede hacer que la segregación y el aflojamiento de las partes centrales de la colada y la acumulación de inclusiones de sulfuro de oxígeno sean más graves. La segregación grave de las partes centrales de la colada puede tender a formar estructuras anómalas en los procesos de laminación y soldadura posteriores, lo que puede dar como resultado tenacidad a baja temperatura inferior y grietas en las juntas de soldadura de las planchas de acero. Por consiguiente, dependiendo del intervalo del contenido en C, la selección un intervalo de Mn adecuado es muy importante para la plancha de acero mediante TMCP. Según el sistema de componentes y el contenido en C de la presente invención, el contenido adecuado de Mn está en el intervalo del 1,25% ~ 1,55%, y cuando el contenido en C es alto, el contenido en Mn puede reducirse de manera apropiada; en cambio, cuando el contenido en C es bajo, el contenido de Mn puede aumentarse de manera apropiada.
El P, como impureza perjudicial en el acero, tiene efectos tremendamente perjudiciales sobre las propiedades mecánicas, especialmente sobre la tenacidad al impacto a temperatura ultrabaja, la elongación y la soldabilidad (especialmente la soldabilidad de alto aporte de calor) y el rendimiento de la junta de soldadura, y por tanto, teóricamente, cuanto menor sea el contenido del mismo, mejor. Sin embargo, teniendo en cuenta la operabilidad y el coste de producción del acero, el contenido en P debe controlarse para que sea menor del o igual al 0,013% para la plancha de acero mediante TMCP que necesita soldadura de alto aporte de calor, tenacidad a -60°C y excelente coincidencia entre alta tenacidad y alta plasticidad.
El S, como impureza perjudicial en el acero, tiene efectos muy perjudiciales sobre la tenacidad al impacto a temperatura ultrabaja del acero, y lo que es más importante, el S se combina con el Mn para formar impurezas de MnS, que pueden extenderse a lo largo de la dirección de laminación debido a su plasticidad durante el proceso de laminación en caliente, y formar una banda de impurezas de MnS a lo largo de la dirección de laminación, dañando gravemente la tenacidad al impacto a baja temperatura, la elongación, las propiedades de orientación Z, la soldabilidad y las propiedades de la junta de soldadura. Al mismo tiempo, el S también es el principal elemento para generar fragilidad en caliente durante el proceso de laminación en caliente, y en teoría, cuanto menor sea el contenido del mismo, mejor. Sin embargo, teniendo en cuenta la operabilidad, el coste de producción del acero y el principio de logística sencilla, el contenido en S debe controlarse para que sea menor del o igual al 0,003% para las planchas de acero mediante TMCP, que requiere soldadura de alto aporte de calor, tenacidad a -60°C y excelente coincidencia entre alta tenacidad y alta plasticidad.
El Cu también es un elemento para la estabilización de austenita. La adición de Cu también puede reducir las temperaturas de Ari y Ar3, mejorar la templabilidad y la resistencia a la intemperie de la plancha de acero, afinar las microestructuras de plancha de acero mediante TMCP y mejorar la tenacidad a temperatura ultrabaja de la misma. Sin embargo, demasiado Cu, por ejemplo más del 0,30%, puede provocar fragilidad del cobre, formación de grietas en la superficie del negro de función de colada, grietas internas y especialmente la degradación de las propiedades de las juntas de soldadura de la plancha de acero gruesa; demasiado poco Cu, por ejemplo menos del 0,10%, puede tener pocos efectos. Por tanto, el contenido en Cu debe controlarse en el intervalo del 0,10% ~0,30%. Además de reducir la fragilidad del cobre del acero que contiene Cu y aliviar el agrietamiento intercristalino durante el proceso de laminación en caliente, y lo que es más importante, debido a que tanto el Cu como el Ni son elementos para la estabilización de austenita, la adición tanto de Cu como de Ni puede reducir significativamente las temperaturas de Ari y Ar3 y mejorar la fuerza motriz para la transición desde la austenita hasta la ferrita para hacer que la austenita cambie de fases a temperaturas más bajas, afinar significativamente la microestructura de la plancha de acero mediante TMCP, aumentar el ángulo de orientación entre listones de bainita, mejorar la resistencia a la expansión de grietas en la bainita eutéctica, mejorando de ese modo significativamente la tenacidad a temperatura ultrabaja de la plancha de acero mediante TMCP.
La adición de Ni puede mejorar la movilidad de dislocación de las fases de ferrita, promover el deslizamiento cruzado de dislocaciones y mejorar la plasticidad y la tenacidad intrínseca del grano de ferrita y los listones de bainita; además, el Ni, como elemento para la estabilización de austenita, puede reducir significativamente las temperaturas de Ari y Ar3 y mejorar la fuerza motriz para la transición desde la austenita hasta la ferrita para hacer que la austenita cambie de fases a temperaturas más bajas, afinar significativamente la microestructura de la plancha de acero mediante TMCP, aumentar el ángulo de orientación entre los listones de bainita, mejorar la resistencia a la expansión de grietas en la bainita eutéctica, mejorando de ese modo significativamente la tenacidad a temperatura ultrabaja de la plancha de acero mediante TMCP. Por tanto, el Ni tiene las funciones de mejorar simultáneamente la resistencia mecánica, la elongación y la tenacidad a baja temperatura de la plancha de acero mediante TMCP. La adición de Ni al acero, también puede reducir la fragilidad del cobre del acero que contiene Cu, aliviar el agrietamiento intercristalino durante el proceso de laminación en caliente, y mejorar la templabilidad y la resistencia a la intemperie de la plancha de acero. En teoría, cuanto mayor es el contenido en Ni en el acero, mejor. Pero demasiado Ni puede endurecer la zona afectada por el calor de soldadura, y puede ser perjudicial para la soldabilidad de la plancha de acero y las propiedades SR de las juntas de soldadura; al mismo tiempo, el Ni es un elemento caro, y teniendo en cuenta la rentabilidad, el contenido en Ni debe controlarse en el intervalo del 0,20% ~ 0,60%.
La adición de Mo puede mejorar significativamente la templabilidad de la plancha de acero y promover la formación de bainita durante el enfriamiento rápido. Sin embargo, el Mo, como elemento para la formación de carburo fuerte, también puede aumentar el tamaño de la bainita eutéctica y reducir la diferencia de orientación entre los listones de bainita formados, para disminuir la resistencia a las grietas que pasan a través de las bainitas eutécticas. Por tanto, el Mo mejora significativamente la resistencia mecánica de la plancha de acero endurecida, a la vez que reduce la tenacidad a baja temperatura y la elongación de la plancha de acero mediante TMCP. Además, demasiado Mo no sólo puede dañar gravemente el alargamiento, la soldabilidad de alto aporte de calor y las propiedades de la junta de soldadura de la plancha de acero, sino que también aumenta el coste de fabricación de la misma. Sin embargo, resulta de alta eficacia añadir Mo y reducir el contenido en C para equilibrar la alta tenacidad y la alta plasticidad, mejorar la tenacidad a temperatura ultrabaja y la soldabilidad. Por tanto, considerando de manera amplia los efectos sobre el reforzamiento de la transición de fase, la tenacidad a baja temperatura de la plancha de acero de base, la elongación y la soldabilidad del Mo y los factores de coste, el contenido en Mo debe controlarse en el intervalo del 0,05% ~ 0,25%.
El Als en el acero puede hacer que la [N] libre sea estable en el mismo, y reducir la [N] libre en la zona afectada por el calor de soldadura (HAZ), mejorando de ese modo la tenacidad a baja temperatura en la HAZ de la soldadura. Por consiguiente, el límite mínimo del Als se controla al 0,030%. Sin embargo, Als excesivo en el acero puede dar como resultado, no sólo dificultades en colada, sino también un gran número de impurezas de AhO3 aciculares dispersas, lo que puede ser perjudicial para la integridad endoplásmica, la tenacidad a baja temperatura y la soldabilidad de alto aporte de calor, por lo que el límite superior del Als debe controlarse al 0,060%.
El contenido en Ti está en el intervalo del 0,006% ~ 0,014%, que inhibe el crecimiento excesivo de los granos de austenita en los procesos de calentamiento del desbaste plano y la laminación en caliente; y lo que es más importante, inhibe el crecimiento de los granos de HAZ durante el proceso de soldadura, y mejora la tenacidad de HAZ. En segundo lugar, debido a que la afinidad entre el Ti y el N es muy superior a la afinidad entre el Als y el N, cuando se añade Ti, se prefiere que el N se combine con el Ti para formar partículas de TiN dispersas, lo que reduce significativamente la [N] libre en la zona afectada por el calor de soldadura (HAZ), mejorando de ese modo la tenacidad a baja temperatura en la HAZ de la soldadura.
La adición de una traza de Nb en el acero es para realizar la laminación no controlada por recristalización, para mejorar la resistencia mecánica y la tenacidad de la plancha de acero. Cuando el contenido en Nb es menor del 0,015%, no se logran los efectos sobre la laminación controlada y la capacidad de reforzamiento de la plancha de acero mediante TMCP es insuficiente. Cuando el contenido en Nb es mayor del 0,030%, se inducen la formación de bainita (Bu) y la fragilidad por precipitación secundaria del Nb (C, N) en el estado de soldadura de alto aporte de calor, lo que puede dañar gravemente la tenacidad a baja temperatura de la zona afectada por el calor (HAZ) de la soldadura de alto aporte de calor. El contenido en Nb debe controlarse en el intervalo del 0,015% ~ 0,030%, para obtener efectos optimizados de laminación controlada, obtener la coincidencia entre la alta tenacidad y la alta plasticidad de la plancha de acero mediante TMCP, a la vez que no se produzcan daños en la tenacidad de la HAZ de la soldadura.
El contenido en N en el acero es difícil de controlar. Con el fin de garantizar la existencia de [B] en disolución sólida en la plancha de acero e impedir que precipite mucho AIN a lo largo de los límites de grano de la austenita original (lo que es perjudicial para la tenacidad al impacto de la plancha de acero), el contenido en N en la plancha de acero no es mayor del 0,005%.
El Ca en el acero, por una parte puede purificar adicionalmente el acero fundido, y por otra parte puede realizar tratamiento de desnaturalización sobre los sulfuros en el acero para cambiarlos a sulfuros en esfera no deformables, estables y finos, inhibir la fragilidad en caliente del S, mejorar la tenacidad a baja temperatura, la elongación y las propiedades de orientación Z, y potenciar la anisotropía de la tenacidad de la plancha de acero. La cantidad del Ca añadido al acero, depende del contenido en S. Un contenido en Ca excesivamente bajo tiene pocos efectos; Ca excesivamente alto puede formar Ca(O, S) con un tamaño excesivamente grande y mayor fragilidad, lo que puede convertirse en los puntos de partida de las grietas, reducir la tenacidad a baja temperatura y la elongación de la plancha de acero y contaminar el acero fundido, disminuyendo de ese modo el grado de pureza del acero. En general, el contenido en Ca debe controlarse según la ecuación: ESSP = (% en peso de Ca)[1- 1,24(% en peso de 0 ) ]/1,25(% en peso de S), en la que ESSP es el índice de control de la forma de las impurezas de sulfuro, que es mejor en el intervalo de 0,5 - 5. Por tanto, el intervalo apropiado del contenido en Ca es del 0,0010% ~ 0,0040%. El método de fabricación de la plancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente de la presente invención, comprende las siguientes etapas:
1) fundición y colada;
en el que se forma un desbaste plano mediante fundición y colada según los componentes descritos anteriormente; 2) calentamiento
en el que la temperatura de calentamiento del desbaste plano se controla en el intervalo de 1050°C ~ 1150°C;
3) laminación controlada con la razón de compresión total, es decir, el grosor del desbaste plano/grosor de la plancha de acero final mayor de o igual a 4,0;
en el que la primera fase es la fase de desbastado, en la que se realiza una laminación continua mediante la capacidad máxima del laminador con una reducción de pasada mayor del o igual al 8%, reducción total del 50% y una temperatura de laminación final mayor de o igual a 1000°C;
después del desbastado, el desbaste plano intermedio se enfría rápidamente mediante enfriamiento por agua forzada, para garantizar que el desbaste plano intermedio se reduce a la temperatura de laminación inicial requerida por la laminación no controlada por recristalización en un tiempo menor de o igual a 10 min, para impedir que el desbaste plano intermedio forme microcristales y para garantizar que las microestructuras de la plancha de acero sean uniformes y finas, para obtener tenacidad a temperatura ultrabaja de -60°C;
en la segunda fase, la operación de laminación no controlada por recristalización se realiza con una temperatura de laminación inicial de 780°C ~840°C, una reducción por laminación en cada pasada mayor del o igual al 7%, una reducción total mayor del o igual al 50% y una temperatura de laminación final de 760°C ~ 800°C;
4) enfriamiento controlado
inmediatamente después de la laminación controlada, la plancha de acero se obtiene en un dispositivo de enfriamiento acelerado para enfriarse, con una temperatura de enfriamiento de inicio de 690°C ~ 730°C, una temperatura de enfriamiento mayor de o igual a 6°C/s, una temperatura de enfriamiento de parada 350°C ~ 600°C, y entonces la temperatura de superficie de la plancha de acero se mantiene a más de 300°C durante al menos 24 horas.
En el método de fabricación:
Según el intervalo de contenido mencionado anteriormente de C, Mn, Nb, N y Ti, la temperatura para calentar el desbaste plano se controla en el intervalo de 1050°C ~ 1150°C, para garantizar que los granos de austenita del desbaste plano no crecen de manera anómala mientras que todo el Nb en el acero se disuelve en sólido en la austenita durante el calentamiento del desbaste plano;
la razón de compresión total de la plancha de acero (el grosor del desbaste plano/grosor de la plancha de acero final) mayor de o igual a 4,0 garantiza que se produce deformación por laminación incluso en el núcleo de la plancha de acero, para mejorar la microestructura y el rendimiento de la parte central de la misma;
la primera fase es la fase de desbastado, en la que se realiza una laminación continua mediante la capacidad máxima del laminador con una reducción en cada pasada mayor del o igual al 8%, una reducción total del 50% y una temperatura de laminación final mayor de o igual a 1000°C, con el fin de garantizar que los metales deformados se someten a recristalización dinámica/estática y que los granos de austenita del desbaste plano intermedio se afinan; después del desbastado, el desbaste plano intermedio se enfría rápidamente mediante enfriamiento por agua forzada, para garantizar que el desbaste plano intermedio se reduce a la temperatura de laminación inicial requerida por la laminación no controlada por recristalización en un tiempo menor de o igual a 10 min;
la segunda fase es la fase de laminación no controlada por recristalización con una laminación inicial de 780°C ~ 840°C, una reducción por laminación en cada pasada mayor del o igual al 7%, una reducción total mayor del o igual al 50% y una temperatura de laminación final de 760°C ~ 800°C, según el intervalo de contenido en Nb anterior en el acero, y para garantizar el efecto de laminación no controlada por recristalización;
después de la laminación controlada, la plancha de acero se enfría hasta una temperatura de enfriamiento de inicio haciéndola oscilar sobre un camino de rodillos, con una temperatura de enfriamiento de inicio de 690°C ~ 730°C, una temperatura de enfriamiento mayor de o igual a 6°C/s, una temperatura de enfriamiento de parada de 350°C ~ 600°C, y entonces la temperatura de superficie de la plancha de acero se mantiene a más de 300°C durante al menos 24 horas, para garantizar que la plancha de acero se enfría en las regiones de las fases de ferrita y austenita y que las microestructuras finales son ferrita fina más bainita autorrevenida, para lograr el límite de alargamiento menor de o igual a 0,85.
Los beneficios de la presente invención son:
A través del sencillo diseño de combinación de componentes junto con el procedimiento de fabricación porTMCP, la presente invención, no sólo puede fabricar una plancha de acero mediante TMCP con excelente rendimiento general con un bajo coste, sino que también acorta significativamente el periodo de fabricación, para crear un gran valor para la empresa y hacer que el procedimiento de fabricación sea más respetuoso con el medio ambiente. El alto rendimiento y el alto valor adicional de la plancha de acero se implementan al tener excelente coincidencia entre alta tenacidad y alta plasticidad, soldabilidad excelente (especialmente la soldabilidad de alto aporte de calor) y tenacidad a temperatura ultrabaja, eliminar la región frágil local de las juntas de soldadura, y también al resolver el problema con el rendimiento no uniforme a lo largo de la dirección de grosor de la plancha de acero mediante TMCP, de manera que mejoran altamente la seguridad, la estabilidad y la protección frente a la fatiga de la estructura de acero grande y pesada. Para los usuarios, la soldabilidad excelente puede ahorrar costes y acortar el tiempo para la fabricación de los elementos de acero, y crear por tanto un gran valor para los usuarios. Además del alto valor adicional y el efecto respetuoso para el medio ambiente, tales planchas de acero constituyen una de las principales técnicas de fabricación y por tanto promueven la imagen y la competividad de BAOSHAN IRON & STEEL CO., LTD..
Breve descripción de los dibujos
La figura 1 representa las microestructuras del acero 3 (1/4 del grosor) según una realización de la presente invención.
Descripción detallada
A continuación en el presente documento, se facilita una descripción adicional de la presente invención conjuntamente con las realizaciones y las figuras.
La tabla 1 muestra los componentes del acero en las realizaciones de la presente invención, las tablas 2 y 3 muestran los parámetros de procedimiento para fabricar el acero en las realizaciones, y la tabla 4 muestra las propiedades del acero en las realizaciones de la presente invención.
Tal como se muestra en la figura 1, las microestructuras finales de la plancha de acero en la presente invención son ferrita fina más bainita autorrevenida con un tamaño de grano promedio de 15 |im.
A través del sencillo diseño de combinación de componentes junto con el procedimiento de fabricación por TMCP, la presente invención, no sólo puede fabricar una plancha de acero mediante TMCP con excelente rendimiento general con un bajo coste, sino que también acorta significativamente el periodo de fabricación, para crear un gran valor para la empresa y hacer que el procedimiento de fabricación sea más respetuoso con el medio ambiente. El alto rendimiento y el alto valor adicional de la plancha de acero se implementan al tener excelente coincidencia entre alta tenacidad y alta plasticidad, soldabilidad excelente (especialmente la soldabilidad de alto aporte de calor) y tenacidad a temperatura ultrabaja, eliminar la región frágil local de las juntas de soldadura, y también al resolver el problema con el rendimiento no uniforme a lo largo de la dirección de grosor de la plancha de acero mediante TMCP, de manera que mejoran altamente la seguridad, la estabilidad y la protección frente a la fatiga de la estructura de acero grande y pesada. Para los usuarios, la soldabilidad excelente puede ahorrar costes y acortar el tiempo de fabricación de los elementos de acero, y crear por tanto un gran valor para los usuarios.
Las planchas de acero de la presente invención son materiales clave usados principalmente para una estructura de puente sobre el mar, estructura de torre eólica marina, estructura de plataforma oceánica y estructura de energía hidráulica. Las planchas de acero actuales producidas por la mayoría de las plantas de acero en China (excepto BAOSHAN IRON & STEEL CO., LTD.) o pueden satisfacer todos los requisitos sobre tenacidad a temperatura ultrabaja, especialmente en la tenacidad a temperatura ultrabaja de -50°C de las partes centrales de las planchas de acero con un grosor mayor de 80 mm, y tienen un gran área de la región frágil local de las juntas de soldadura, que tiene altos requisitos en el proceso de soldadura de campo y la gestión de obras. Además, el periodo de trabajo de fabricación de la estructura de acero no puede cumplir los requisitos sobre los variados cronogramas de proyecto, lo que fuerza a los usuarios a pedir un número determinado de planchas de acero de antemano para realizar un conjunto completo de evaluación del proceso de soldadura y prueba de adaptabilidad del proceso de soldadura de campo, por lo que el periodo de fabricación de las estructuras de acero se prolonga y el coste de producción se mantiene alto.
Con el desarrollo de la economía en China, se ha incluido en la agenda la construcción de una sociedad armoniosa y de mentalidad conservacionista, la construcción de proyectos de infraestructura y el desarrollo de energías limpias. Actualmente, la construcción de proyectos de infraestructura y el desarrollo de energías limpias todavía continúan, por lo que los materiales clave de los mismos (planchas de acero mediante TMCP de HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente) tienen amplias perspectivas de comercialización.
Las muestras de acero, realizaciones 1 a 2 en las tablas 1-4, se consideran ejemplos comparativos, puesto que los valores de Charpy se miden a -50°C, en lugar de a -60°C, tal como se reivindica.
Figure imgf000010_0001
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Claims (4)

REIVINDICACIONESPlancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente, que tiene los siguientes componentes en porcentaje en peso:C: el 0,04% -0,09%;Si: menos del o igual al 0,15%;Mn: el 1,25% - 1,55%;P: menos del o igual al 0,013%;S: menos del o igual al 0,003%;Cu: el 0,10% - 0,30%;Ni: el 0,20% - 0,60%;Mo: el 0,05% - 0,25%;Als: el 0,030% - 0,060%;Ti: el 0,006% - 0,014%;Nb: el 0,015% - 0,030%;N: menos del o igual al 0,0050%;Ca: el 0,001 % - 0,004%;siendo el resto Fe e impurezas inevitables;y simultáneamente, cumpliendo el contenido de los elementos descritos anteriormente las siguientes relaciones:la relación entre C y Mn: la razón Mn/C es mayor de o igual a 15 y menor de o igual a 30;(%Si)x(%Ceq) es menor de o igual a 0,050, en la que Ceq = C Mn/6 (Cu Ni)/15 (Cr Mo V)/5; (%Si)x(%C) es menor de o igual a 0,010;(%Mo)x[(%C) 0,13(%Si)] está en el intervalo de 0,003 - 0,020;la razón Ti/N está en el intervalo de 2,0-4,0;la relación entre Cu y Ni: Ni/Cu es mayor de o igual a 1,0;la relación entre Ca y S: la razón Ca/S está en el intervalo de 0,80-3,0;teniendo la plancha de acero una resistencia mecánica al alargamiento de 460 MPa o más, una resistencia mecánica a la tracción de 550 MPa -700 MPa, un límite de alargamiento de 0,85 o menos, energía de impacto de Charpy a -60°C (un solo valor) de 60 J o más, y siendo las microestructuras de la misma ferritas finas más bainita autorrevenida con un tamaño de grano promedio de 15 |im o menos.Método de fabricación de la plancha de acero HT550 con tenacidad ultraalta y soldabilidad excelente según la reivindicación 1, que comprende las siguientes etapas:
1) fundición y colada;
en el que se forma un desbaste plano mediante fundición y colada según los componentes descritos anteriormente;
2) calentamiento
en el que la temperatura de calentamiento del desbaste plano se controla en el intervalo de 1050°C ~ 1150°C;
3) laminación controlada para hacer que la razón de compresión total, es decir, el grosor del desbaste plano con respecto al grosor de la plancha de acero final sea mayor de o igual a 4,0;
en el que la primera fase es una fase de desbastado, es decir, una fase de laminación por recristalización, en la que se realiza una laminación continua mediante la capacidad máxima del tren de laminación con una reducción de pasada mayor del o igual al 8%, una reducción total mayor de o igual al 50% y una temperatura de laminación final mayor de o igual a 1000°C;
después del desbastado, el desbaste plano intermedio se enfría rápidamente mediante enfriamiento por agua forzada, para garantizar que el desbaste plano intermedio se reduce a la temperatura de laminación inicial requerida por la laminación no controlada por recristalización en un tiempo menor de o igual a 10 min;
en la segunda fase, la operación de laminación no controlada por recristalización se realiza con una temperatura de laminación inicial de 780°C ~ 840°C, una reducción por laminación en cada pasada mayor del o igual al 7%, una reducción total mayor del o igual al 50% y una temperatura de laminación final de 760°C ~ 800°C;
4) enfriamiento controlado
después de la laminación controlada, la plancha de acero se enfría hasta una temperatura de enfriamiento de inicio de 690°C ~ 730°C haciéndola oscilar sobre un camino de rodillos, luego se enfría hasta una temperatura de enfriamiento de parada of 350°C ~ 600°C a una velocidad de enfriamiento mayor de o igual a 6°C/s, para garantizar que la plancha de acero se enfría en las regiones de las fases de ferrita y austenita, y que las microestructuras finales son ferrita fina más bainita, y luego la temperatura de superficie de la plancha de acero se mantiene a más de 300°C durante al menos 24 horas.
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