ES2954141T3

ES2954141T3 - Método para la fabricación en línea de tubo de acero

Info

Publication number: ES2954141T3
Application number: ES17742218T
Authority: ES
Inventors: Steven Celotto; Gerardus Paulussen; Arjen Kamp; Robertus Flipsen
Original assignee: Tata Steel Nederland Tubes BV
Current assignee: Tata Steel Nederland Tubes BV
Priority date: 2016-07-14
Filing date: 2017-07-13
Publication date: 2023-11-20
Anticipated expiration: 2037-07-13
Also published as: US11519048B2; CN109689238B; KR102465476B1; CN109689238A; EP3484639B1; WO2018011377A1; JP7129974B2; CA3030455A1; US20190226041A1; JP2019527777A; CA3030455C; KR20190028442A; EP3484639A1; PT3484639T

Abstract

La invención se refiere a un método para fabricar tubos de acero a partir de una tira de acero larga, que comprende proporcionar una longitud de material de tira de acero al proceso, formar un tubo del material de tira de acero, soldar el tubo formado en dirección longitudinal, dando al tubo una tratamiento térmico en el que los pasos mencionados se realizan en una línea de fabricación continua en línea y el tratamiento térmico comprende un régimen de calentamiento tal que en secciones transversales sucesivas del tubo se logra una microestructura que contiene al menos un 50% en volumen de austenita y una trayectoria de enfriamiento para reintroducir ferrita y/o bainita en las fracciones de volumen deseadas. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN

Método para la fabricación en línea de tubo de acero

Campo de la invención

La invención se refiere a un método para la fabricación en línea de varios grados de tubos de acero a partir del material de tira de acero, en donde se fabrican tubos de acero con diferentes propiedades mecánicas a partir del mismo material de tira.

Antecedentes de la invención

La fabricación de tubos de acero en la mayoría de los casos se realiza mediante el uso de una tira de acero con propiedades mecánicas predefinidas para obtener un tubo con determinadas propiedades mecánicas. Sin embargo, las propiedades mecánicas de los tubos formados por laminado y soldados por costura son diferentes de las de la tira de acero a partir de la cual se fabrican.

Específicamente, la ductilidad es menor debido a:

- la deformación del material de acero que ocurre durante la formación de la tira plana en una forma cilíndrica, y - la soldadura de la costura del tubo da como resultado un deterioro local de las propiedades mecánicas sobre y cerca de la soldadura debido al endurecimiento local y a los efectos de la zona afectada por el calor.

Estos factores combinados dan como resultado que el alargamiento total de un tubo soldado, es decir, la ductilidad del tubo final sea mucho menor, que podría ser hasta la mitad de la ductilidad del material de tira de acero usado para fabricar el tubo. Por lo tanto, las propiedades mecánicas del tubo terminado se componen del más bajo de los valores para el límite de fluencia, el esfuerzo de tracción y la ductilidad para las zonas formadas, soldadas y afectadas por el calor del tubo y por esto, se reducen los grados de libertad en el diseño de la parte para la cual se usa el tubo terminado.

Las propiedades de la costura de soldadura del tubo generalmente difieren de las propiedades del resto del tubo. Cuando un usuario final necesita un tubo terminado o una parte del mismo para deformarlo en una línea de procesamiento en una parte específica, se necesitan equipos y herramientas adicionales para colocar la costura de soldadura en la línea de procesamiento de tal manera que la costura de soldadura esté ubicada en la posición menos deformada de la pieza, lo que también reduce los grados de libertad en el diseño de la pieza.

Para cumplir con las muchas especificaciones específicas del usuario final, se requiere un alto nivel de materia prima en tira asociada. Para cada variación de propiedades mecánicas, se requiere un nivel de materia prima de bobina separado para poder producir los tubos con las propiedades requeridas.

Para la fabricación de tubos de acero avanzados de alta resistencia, se necesita un conjunto de herramientas de formación de laminado específico para cada nivel de resistencia o grado de material de tira de acero, en comparación con los conjuntos de herramientas estándar que se necesitan para los grados estándar. Esto añade costos de herramientas para cada nuevo tamaño de tubo que se debe producir en grados avanzados de acero de alta resistencia (AHSS).

El documento JP2000119754 Ase refiere a un método para producir un tubo soldado por resistencia eléctrica obtenido mediante condiciones específicas de soldadura por resistencia eléctrica de alta frecuencia y condiciones de tratamiento térmico para un material de tubo y excelente en trabajabilidad. Describe una tira de acero que contiene, en peso, 0,05 a 0,25 porciento de C, 0,3 a 2,5 porciento de Si, 0,5 a 3,0 porciento de Mn, ≤ 0,005 porciento de S, ≤ 0,15 porciento de P, 0,005 a 0,10 porciento de Al y ≤ 0,0050 porciento de N y si es necesario 0,0002 a 0,0020 porciento de Ca, que se somete a soldadura por resistencia eléctrica de alta frecuencia en una atmósfera de soldadura de ≤ 100 ppm de concentración de oxígeno y el material del tubo se calienta a una temperatura igual o superior al punto de transformación AC3, se enfría con aire hasta una temperatura ambiente, luego se calienta a la temperatura del punto de transformación AC1 hasta la temperatura del punto de transformación AC3, se mantiene durante ≤ 20 min, se enfría a una velocidad de enfriamiento de ≤ 0,5 °C/s hasta el intervalo de temperatura de la temperatura del punto de transformación Ms 100 °C hasta la temperatura del punto de transformación Ms, se mantiene a la temperatura durante 30 a 300 s y luego se enfría hasta temperatura ambiente. Todos los ejemplos de acero de acuerdo con esta descripción tienen un contenido de P de 0,012 o superior.

El documento JP2002294403A se refiere a un método para producir un tubo de acero soldado por resistencia eléctrica con alta resistencia y alta trabajabilidad en donde un tubo de acero soldado por resistencia eléctrica se somete a laminado de reducción de diámetro a la velocidad de reducción preferente del 30 porciento o más y en la zona de temperatura de 600 °C o más que pueden hacer que la microestructura cambie a una estructura que consiste de principalmente una ferrita, para cambiar la cementita en el tubo de acero en una esferoidizada de 0,1 micro m o más en el diámetro promedio. Todos los ejemplos de acero de acuerdo con esta descripción tienen un contenido de P de 0,01. La resistencia a la tracción máxima del tubo de acero fabricado es de solo 617 MPa, y esto se logra para el acero A que tiene un contenido de Cr de 0,9.

El documento US2003145913A1 se refiere a una tubería de acero que es superior en trabajabilidad, particularmente en la trabajabilidad de flexión, en la que un valor r en la dirección axial de la tubería en una porción donde se ha producido la fusión o transformación de un material de acero durante la soldadura por costura es tan alto como comparable a que en una parte donde no ha ocurrido fusión o transformación del material de acero, y un método para producir la tubería de acero y un método que comprende la etapa de realizar laminación para reducir el diámetro de una tubería de acero en un intervalo de temperatura de 600 grados centígrados a Ac 3 con una reducción en el diámetro de no menos del 30 porciento, preferentemente después de calentar la tubería de acero a temperaturas no inferiores a Ac 1, siendo producida la tubería de acero mediante soldadura por costura de tiras de acero, o un método que comprenda además la etapa de realizar tratamiento térmico consistente en mantener el tubo de acero laminado en un intervalo de temperatura de 600 grados centígrados a 900 grados centígrados durante un tiempo de 1 segundo o más durante el enfriamiento subsecuente al laminado para reducir el diámetro o recalentando el tubo de acero laminado después del enfriamiento. El único acero que no se sometió a un laminado para reducir el diámetro, la muestra #15, muestra una resistencia a la tracción de solo 500 MPa.

El documento EP2752499A1 se refiere a un tubo de acero soldado por resistencia eléctrica de pared gruesa que tiene un Y/T lo suficientemente bajo como para que no se produzca pandeo debido al enrollado y desenrollado y que es excelente en dureza a baja temperatura, el tubo de acero soldado por resistencia eléctrica de pared gruesa caracterizado por tener una pared relación grosor/diámetro exterior de 4,0 a 7,0 porciento, que comprende, en porciento en masa, C: 0,06 a 0,15 porciento, Mn: 1,00 a 1,65 porciento, y Nb: 0,005 a 0,030 porciento, que tiene un Ceq ([C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15) de 0,32 a 0,43, que tiene una estructura metálica de, por índice de área, del 50 al 92 porciento de ferrita poligonal, con un tamaño de grano promedio de la ferrita poligonal de 15 micrómetros o menos, con una dureza de una parte de costura de la soldadura por resistencia eléctrica de Hv de 160 a 240, y con una estructura de la parte de costura de ferrita de grano fino y perlita o bainita, donde, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] y [Cu] son respectivamente los contenidos [porciento en masa] de C, Mn, Cr, Mo, V, Ni y Cu. El único acero en esta descripción que tiene una composición que cae bajo la presente invención es el núm. 2 que tiene una resistencia a la tracción de solo 542 MPa y una estructura de acero de ferrita bainita.

El documento EP2837708A1 se refiere a un tubo de acero soldado por resistencia eléctrica de paredes gruesas y alta resistencia que tiene excelente dureza a baja temperatura y excelente resistencia HIC y que tiene un límite de elasticidad de 400 MPa o más. El acero se calienta y se mantiene a una temperatura en el intervalo de 1200 grados centígrados a 1280 grados centígrados. El acero tiene una composición química que consiste de C: 0,025 porciento a 0,084 porciento, Si: 0,10 porciento a 0,30 porciento, Mn: 0,70 porciento a 1,80 porciento, cantidades controladas de P, S, Al, N y O, Nb: 0,001 porciento a 0,065 porciento, V: 0,001 porciento a 0,065 porciento, Ti: 0,001 porciento a 0,033 porciento, y Ca: 0,0001 porciento a 0,0035 porciento en base a porcentaje en masa y el resto es Fe e impurezas incidentales, y satisface el Pern de 0,20 o menos. El acero se lamina en caliente con una reducción de laminación del 20 porciento o más en un intervalo de temperatura de no recristalización. Después de la terminación del laminado en caliente, el acero se enfría hasta una temperatura de enfriamiento final de 630 grados centígrados o menos a una velocidad de enfriamiento en el intervalo de 7 grados C/s a 49 grados C/s y se enrolla a 400 grados centígrados o más y menos de 600 grados centígrados para formar una tira de acero laminado en caliente. La tira de acero laminado en caliente se somete a laminado y soldadura por resistencia eléctrica para producir un tubo de acero soldado por resistencia eléctrica. La porción soldada de la tubería de acero soldada por resistencia eléctrica se somete luego a un tratamiento térmico en el que la porción soldada se calienta a una temperatura en el intervalo de 800 grados centígrados a 1150 grados centígrados sobre el grosor total de la pared y luego se enfría hasta 630 grados centígrados o menos a una velocidad de enfriamiento promedio en el intervalo de 7 grados C/s a 49 grados C/s. La porción de acero base y la porción soldada por resistencia eléctrica del tubo de acero soldado por resistencia eléctrica de paredes gruesas de alta resistencia resultante tienen una excelente dureza a baja temperatura y una excelente resistencia HIC. El único acero en esta descripción que tiene una composición que cae dentro de la presente invención es el acero H, pero el tubo fabricado muestra una estructura que consiste de 76 % de ferrita cuasi-poligonal y más bainita y cementita.

Objetivos de la invención

Es un objetivo de la presente invención proporcionar un método para fabricar un tubo de material de tira de acero como materia prima con propiedades mecánicas controladas.

Es un objetivo de la presente invención proporcionar un método para fabricar un tubo de material de tira de acero como materia prima con un intervalo de propiedades mecánicas controladas pero diferentes.

Es un objetivo de la presente invención proporcionar un método para fabricar un tubo de material de tira de acero como materia prima con propiedades mecánicas controladas que son diferentes del material de tira de acero de la materia prima.

Otro objetivo de la presente invención proporcionar un método para fabricar un tubo soldado por costura de material de tira de acero en donde las propiedades mecánicas del tubo sean uniformes, o cercanas, a lo largo de la circunferencia del tubo, que incluye la soldadura y su zona afectada por el calor.

Es otro objetivo de la presente invención proporcionar un método para fabricar tubos de precisión avanzados de alta resistencia de una manera rentable incorporando la gama completa de los objetivos antes mencionados en una sola línea de procesamiento.

Descripción de la invención

De acuerdo con la invención, al menos uno de los objetivos de la invención se realiza al proporcionar un proceso según el cual una tira de acero se alimenta a una línea de fabricación en donde se corta para cumplir con los requisitos dimensionales de circunferencia y diámetro del tubo, formado por laminación en un tubo, soldado a lo largo para completar la forma del tubo, raspado a lo largo de la soldadura para eliminar cualquier parte sobresaliente de la superficie y óxidos extruidos de la soldadura, y luego en una sección aguas abajo de la misma línea de fabricación, tratado térmicamente para lograr las propiedades mecánicas finales y características adicionales como se menciona en las reivindicaciones. En un proceso de tratamiento térmico en línea de este tipo, el tubo se mantiene bajo una ligera tensión que tiene un nivel suficiente para mantener la alineación a lo largo de todas las etapas del proceso, en particular el procesamiento térmico. El tratamiento térmico en este proceso consiste en uno o más segmentos de calentamiento, mantenimiento y enfriamiento del ciclo térmico en varias combinaciones y en varias velocidades. En particular, al menos uno de los objetivos de la invención se realiza al proporcionar un proceso de acuerdo con las reivindicaciones.

En la primera parte del ciclo térmico, el tubo se calienta a una temperatura suficientemente alta para que las consecuencias del proceso de formación de laminado y soldadura disminuyan suficientemente o incluso sean erradicadas.

A continuación, se hace referencia a los términos metalúrgicos Ac1, Ac3, régimen intercrítico y supercrítico. El régimen intercrítico, que existe por encima de Ac1 y por debajo de Ac3, es donde la microestructura consiste en una mezcla de ferrita y austenita. El régimen supercrítico, por encima de Ac3, es donde el acero se vuelve completamente austenítico y tiene la fase de estructura cristalina cúbica centrada en las caras del hierro. Ac1 se refiere a la temperatura a la cual la transformación de fase de la estructura cristalina cúbica centrada en el cuerpo del hierro, la ferrita, comienza a transformarse en austenita. Ac3 se refiere a la temperatura a la que las últimas regiones de ferrita se transforman en austenita. Tanto Ac1 como Ac3 son dependientes de la composición química del acero y de la velocidad de calentamiento.

Una mayor velocidad de calentamiento aumenta tanto Ac1 como Ac3, pero la fracción deseada de austenita puede lograrse al calentar continuamente o mediante un mantenimiento o remojo de duración suficientemente prolongada por encima de las temperaturas de solvus de equilibrio para el régimen intercrítico (Ae1) o el régimen supercrítico (Ae3) para una austenización completa.

En el proceso de recocido descrito para disminuir suficientemente o incluso erradicar la microestructura original laminada y de costura de soldadura, la temperatura máxima y el tiempo de remojo a esta temperatura deben ser suficientes para lograr una fracción de volumen de austenita de al menos 50 %. Esta fracción de volumen de austenita puede ser en última instancia del 100 %, lo que significa calentar hasta Ac3 o más o remojar a la temperatura Ae3 o por encima de ella durante un tiempo suficientemente largo para acercarse al equilibrio.

La microestructura final después del tratamiento térmico debe tener el equilibrio correcto de ferrita, martensita, bainita y austenita, para lograr la combinación deseada de propiedades mecánicas, tales como límite de elasticidad, resistencia a la tracción máxima, alargamiento uniforme, alargamiento total y otras propiedades mecánicas relacionadas con la fabricación y uso previstos del producto de tubo. La martensita y la bainita son constituyentes de la microestructura que consisten de una fase de ferrita de tamaño cristalito fino supersaturada en carbono y, en el caso de la bainita, con la presencia adicional de partículas de tamaño submicro de la fase de cementita. Tanto la martensita como la bainita imparten resistencia, pero una fracción demasiado alta de estos constituyentes de la microestructura en la microestructura final da como resultado una ductilidad y formabilidad insuficientes. La fracción mínima de ferrita para suministrar una conformabilidad suficiente es del 50 %. La disminución de la fracción de volumen de ferrita del 95 % al 50 % aumenta el nivel de resistencia de los tubos, donde la resistencia a la tracción máxima aumentará típicamente de aproximadamente 600 MPa hasta 1000 MPa o más.

Como se indicó previamente, el proceso de calentamiento para disminuir suficientemente o incluso erradicar la microestructura original formada por laminación y costura soldada requiere una temperatura máxima y un tiempo de remojo para lograr una fracción de volumen de austenita de al menos 50 % hasta 100 %, siendo este último estado de austenización completa. Sin embargo, si toda esta fracción de fase austenita se transforma en martensita o bainita, la fracción de volumen de estos componentes duros en la microestructura final también será correspondientemente alta, lo que puede dar como resultado que la resistencia y la ductilidad finales sean diferentes de sus valores objetivo.

Por lo tanto, puede ser necesario volver a transformar parte de la austenita en constituyentes dúctiles, tal como ferrita, enfriando lentamente o interrumpiendo el proceso de enfriamiento antes de que se formen los constituyentes duros. Si lo hace, producirá una matriz lo suficientemente blanda para lograr los requisitos de ductilidad y formabilidad del producto final. La ferrita puede estar en forma de la llamada ferrita epitaxial a partir del nuevo crecimiento de la ferrita existente presente durante el recocido intercrítico, o ferrita poligonal nucleada a partir de la microestructura completamente austenizada que se forma a partir del recocido supercrítico, o bainita que también se forma por nucleación de la microestructura completamente austenizada que se forma por el calentamiento supercrítico.

La ferrita poligonal se forma en un régimen de alta temperatura, generalmente por encima de los 550 °C, en dependencia de la composición química, mientras que la bainita se forma por debajo de los 600 °C, también en dependencia de la composición química. La forma más dúctil de ferrita es la forma poligonal. La ferrita en forma de bainita puede ser ventajosa ya que tiene un grano más fino que la forma de ferrita poligonal. Cuando la fase de matriz mayoritaria es bainita, pueden lograrse niveles de resistencia más altos, típicamente con una resistencia a la tracción máxima de 800 MPa o más. La diferencia particular en comparación con cuando la fase mayoritaria de la matriz es ferrita poligonal o epitaxial es que el límite de elasticidad a la tracción también es alto, siendo aproximadamente 0,75 de la resistencia a la tracción máxima.

Una vez que se ha formado la fracción de volumen deseada de ferrita, ya sea como ferrita poligonal, epitaxial (recrecimiento) o bainítica, el tubo puede enfriarse a una velocidad más rápida para transformar total o parcialmente la austenita restante en componentes de microestructura dura de martensita o bainita fina (inferior).

En los casos en que la temperatura de recocido está por debajo de Ac3 y por lo tanto es intercrítica, la ferrita ya está presente en la microestructura al comienzo del enfriamiento, la presencia de ferrita al comienzo de la trayectoria de enfriamiento puede ser tanto ventajosa como desventajosa. Acelera la reformación de la ferrita porque no se requiere nucleación. Como puede verse en los diagramas de transformación de enfriamiento continuo (CCT) y los diagramas de transformación de tiempo-temperatura (TTT), la formación de ferrita cuando se mantiene o se enfría justo por debajo del Ar3 (el equivalente de enfriamiento de Ac3) requiere velocidades de enfriamiento muy lentas o largos tiempos de mantenimiento.

Para una composición de doble fase comercial típica de alta resistencia con un equivalente de carbono superior al 0,25 % en peso, el tiempo de mantenimiento puede superar los 10 segundos antes de que comience la transformación de la ferrita al enfriarse después de la austenización completa (es decir, por encima de Ac3) y será de varias decenas de segundos antes de que se logre una fracción de volumen superior al 50 % para tener una cantidad suficiente de matriz blanda para ductilidad y/o formabilidad. El enfriamiento desde el régimen intercrítico con una fracción relativamente alta de austenita por recocido justo por debajo de la temperatura Ac3 da como resultado una cinética de retransformación de ferrita más rápida. Una desventaja es que la microestructura puede ser más gruesa que la que se forma a partir de una microestructura totalmente austenítica. Una solución a esto es el enfriamiento rápido del régimen intercrítico para forzar la nucleación de nuevos granos de ferrita, lo que da como resultado un tamaño de grano de ferrita más fino.

En la solución descrita en esta patente, el proceso térmico ocurre en una sección aguas abajo de una misma línea de fabricación de tubos. Las velocidades de línea típicas son aproximadamente de 20 a 160 metros por minuto (aproximadamente de 0,3 a 2,7 metros por segundo). Cada segundo de tiempo de tratamiento térmico añade metros a la longitud de la línea de fabricación. Como resultado, un tratamiento térmico que pueda completarse dentro de un período de tiempo corto es relevante para la viabilidad económica del proceso. El tiempo requerido para las transformaciones necesarias puede acortarse al enfriar a un régimen de temperatura donde la cinética sea más rápida, como se muestra en los diagramas CCT y TTT para una química dada (ver la figura 7).

La trayectoria de tiempo-temperatura puede enfriarse a través del régimen cinético rápido a una velocidad adecuada. Alternativamente, la trayectoria de tiempo-temperatura puede contener una interrupción, donde después de un rápido enfriamiento inicial hasta una temperatura de mantenimiento, el enfriamiento se detiene o se ralentiza a una velocidad mucho más lenta para permitir que ocurran las transformaciones. Tal trayectoria de enfriamiento interrumpido puede llevarse a cabo ya sea comenzando desde el régimen de temperatura intercrítica (entre Ac1 y Ac3) o desde el régimen supercrítico completamente austenizado (por encima de Ac3). La elección de comenzar justo por debajo o por encima de Ac3 determina la trayectoria de enfriamiento para lograr la formación de ferrita en un período factible.

El tipo de ferrita formada depende también de la trayectoria de enfriamiento atravesada, incluidas las posibles interrupciones del enfriamiento. Para el recrecimiento poligonal o epitaxial de la ferrita, es importante una temperatura superior a 550 °C, en dependencia de la composición química del sustrato. Para que la ferrita forme la transformación de bainita, es importante una temperatura inferior a 600 °C, en dependencia de la composición química del sustrato. Para una composición química dada, la superposición entre el nuevo crecimiento poligonal o epitaxial del régimen de ferrita y la transformación de bainita es inferior a 50 °C y corresponde a una región en los diagramas TTT que se denomina "bahía". Es una región donde tanto el nuevo crecimiento epitaxial del régimen de ferrita como la transformación de bainita disminuyen y el inicio medible de la transformación lleva más tiempo.

Este retraso no es crítico para el proceso, pero preferentemente se evita ya que prolonga el tiempo de proceso necesario para alcanzar una composición final deseada.

Por lo tanto, el diseño de la trayectoria de enfriamiento debe satisfacer dos objetivos; el primer objetivo del enfriamiento es transformar la fase austenita, que es la fase predominante formada durante el recocido, para disminuir suficientemente o incluso erradicar la microestructura original formada por laminación, en las fracciones de volumen correctas de ferrita dúctil y componentes de microestructura de endurecimiento, siendo estos últimos martensita, bainita o austenita.

El segundo objetivo de la trayectoria de enfriamiento es producir la proporción correcta de fases convenientes. Este diseño depende de si la microestructura inicial es una mezcla de ferrita y austenita del recocido intercrítico, o completamente austenítica por recocido supercrítico por encima de la temperatura Ac3 durante tiempos suficientemente largos por encima de Ae3 para la composición química del sustrato dado. Los regímenes óptimos para lograr tiempos de proceso cortos son donde la temperatura está en el nivel cercano a las llamadas narices de transformación, donde los tiempos de inicio de la fase de ferrita y/o la formación de constituyentes de la microestructura de bainita son cortos.

Una vez que se forma la fracción de volumen adecuada de ferrita, ya sea que tiene forma de rebrote poligonal, epitaxial o bainítica, el enfriamiento puede continuar y controlarse para transformar la austenita residual en martensita más dura o bainita inferior fina.

La formación de las proporciones adecuadas de ferrita, bainita, martensita o austenita retenida puede lograrse mediante una única trayectoria de velocidad de enfriamiento constante. Sin embargo, también pueden emplearse trayectorias de enfriamiento de varias etapas para tener un mejor control sobre la calidad y las cantidades del producto de transformación.

En las figuras:

La Figura 1 es un esquema de las etapas del proceso y su orden.

La Figura 2 es un esquema de la configuración de la línea de proceso.

La Figura 3 es un perfil de dureza a lo largo de la soldadura por costura para un tubo soldado DP800 procesado estándar indicado con DP800 Conv., un tubo recocido intercríticamente a una temperatura por debajo del 50 % de austenización (730 °C) indicado como ejemplo 2, un tubo intercríticamente recocido a una temperatura superior al 50 % de austenización (780 °C) indicada como ejemplo 3 y un tubo completamente austenizado (850 °C) indicado como ejemplo 1.

La Figura 4 es un perfil de dureza a lo largo de la soldadura por costura para un tubo soldado DP800 procesado estándar indicado como ruta convencional DP800, y varios tubos recocidos donde la temperatura superior está por encima del 50 % de austenización (780 °C) o incluso completamente austenizado, seguido de varias trayectorias de enfriamiento, indicados respectivamente como ejemplos 4, 5, 6 y 7.

La Figura 5 representa las micrografías ópticas de la soldadura por costura de tubos para tubo soldado DP800 procesado estándar indicado como DP800 producido por la ruta convencional, ejemplo 1 donde un tubo está completamente austenizado (850 °C) recocido y enfriado con agua (no de acuerdo con la invención), recocido intercrítico a una temperatura por debajo del 50 % de austenización (730 °C) y enfriado con agua (consulte el ejemplo 2), completamente austenizado (850 °C) recocido seguido de un enfriamiento lento hasta 550 °C y luego enfriado (de acuerdo con la invención, ejemplo 4), totalmente austenizado (850 °C) recocido seguido de un enfriamiento lento hasta 400 °C y enfriado con agua (ejemplo 6), y recocido intercrítico a una temperatura superior al 50 % de austenización (780 °C) y enfriado con agua (ejemplo 7).

La Figura 6 es un gráfico general de resistencia a la tracción (Rm) / alargamiento que muestra una indicación de las variaciones en las propiedades mecánicas que se obtienen de acuerdo con la invención mediante el proceso de calentamiento y enfriamiento controlado después de la formación de laminado del tubo y la soldadura en comparación con los tubos sin tratar fabricados del mismo material de tira indicado por el círculo abierto (o). La Figura 7 representa diagramas de transformación de enfriamiento continuo (CCT) y transformación de temperatura-tiempo (TTT) para una composición típica usada en el proceso de acuerdo con la invención, indicada por Fe-0,12C-1,8Mn-0,1Si (% en peso).

En las figuras se hace referencia a los ejemplos indicados en la tabla 1, en donde los Ejemplos 1-3 son ejemplos de referencia que no están de acuerdo con la invención y los Ejemplos 4-7 son ejemplos de acuerdo con la invención. Todos los ejemplos se fabrican a partir de una tira DP800 de doble fase laminada en frío.

Tabla 1 Lista de ejemplos

La Figura 2 muestra dibujos esquemáticos del proceso de producción desde el desenrollado de la tira entrante hasta el corte en línea de los tubos tratados térmicamente. Este dibujo esquemático indica la ubicación de las etapas de tratamiento térmico en el proceso de producción de los tubos soldados. La figura lo muestra como una etapa intermedia entre el raspado de la costura de soldadura y el moldeado del tubo final.

La Figura 3 muestra el perfil de microdureza Vickers transversal a la costura de soldadura de un tubo soldado convencional junto con perfiles de microdureza similares para tubos que han sido recocidos a temperaturas en el régimen intercrítico (entre Ac1 y Ac3) y supercrítico (por encima de Ac3). Los ejemplos son para tubos soldados fabricados a partir de un sustrato de tira DP800 de doble fase laminada en frío. El perfil de dureza a lo largo de la soldadura para el tubo DP800 producido convencionalmente muestra una diferencia de dureza significativa entre el material base a ambos lados de la soldadura, que tiene una dureza promedio de aproximadamente 280 HV fuera de la soldadura y la zona afectada por el calor, mientras que la dureza máxima dentro de la región de soldadura es de más de 450 Hv , dando una diferencia de alrededor del 60 % en comparación con el material base. Esta diferencia se debe a que la costura de soldadura es completamente martensítica, mientras que el metal base es una microestructura de dos fases que consiste de ferrita blanda e islas de martensita. La microestructura completamente martensítica en la soldadura es consecuencia del alto calentamiento del material cerca de la soldadura y el subsecuente enfriamiento rápido. La diferencia en la microestructura también es claramente visible en la macrografía de la costura de soldadura que se muestra en la figura 5. La zona de soldadura y la zona adyacente afectada por el calor son más oscuras que la microestructura circundante del DP800 de doble fase.

En la Figura 3 también se muestra un gráfico del perfil de dureza a lo largo de la región de soldadura para un tubo de la misma composición química que ha sido tratado térmicamente a 850 °C, que es una temperatura por encima de Ac3 para esta composición química DP800 de doble fase (Fe-0,12 % en peso de C-2,0 % en peso de Mn-0,2 % en peso de Si-0,5 % en peso de Cr-0,016 % en peso de Nb). Al alcanzar la temperatura máxima de 850 °C, el tubo se enfrió con agua, donde toda la austenita se transformó en martensita, lo que hizo que la microestructura del tubo fuera completamente martensítica (ejemplo 1).

Este tipo de procesamiento térmico de tubos es bien conocido y normalmente implica un tratamiento térmico adicional, una etapa de templado, donde el tubo se vuelve a calentar a una temperatura superior a 200 °C durante varios minutos. El perfil de dureza a lo largo de la soldadura después de la austenización completa y el tratamiento térmico de enfriamiento del tubo es uniforme, sin diferencias entre la mayor parte del tubo y la soldadura, con solo una caída exactamente en la línea media de la soldadura, que se debe a inclusiones y formación de granos gruesos de austenita que ha llevado a menos del 100 % en volumen de formación de martensita.

El perfil de dureza más bajo que se muestra en la figura 3 es un ejemplo (ejemplo 2) donde la etapa de recocido es intercrítica (entre Ac1 y Ac3), pero a una temperatura en la que la fracción de volumen de austenita era de alrededor del 30 %. Después de alcanzar esta temperatura, el tubo se enfrió con agua para transformar aproximadamente el 30 % del volumen de austenita en la microestructura en martensita para hacer una microestructura de doble fase. El perfil de dureza a lo largo de la soldadura de este tubo muestra un pico pronunciado en la zona de soldadura.

Esto se debe a que la microestructura inicial totalmente martensítica de la zona de soldadura no se ha erradicado lo suficiente, ya que solo el 30 % del volumen se transformó en austenita y el resto de la martensita se templó. La martensita templada es más blanda que la martensita original, pero sigue siendo significativamente más dura que la matriz de ferrita blanda que forma la microestructura de doble fase en el material del tubo adyacente. En consecuencia, todavía hay una diferencia de dureza de más del 20 % entre la zona de soldadura y el material base adyacente.

Este tubo se muestra como el ejemplo 2 en la figura 5 y la zona de soldadura y la zona adyacente afectada por el calor se distinguen claramente de la microestructura ligera de doble fase circundante.

Por último, en la Figura 3 se muestra el perfil de dureza a través de la soldadura para un tubo con un tratamiento térmico similar al de la invención (ejemplo 3). En el Ejemplo 3, el tubo soldado se recoció en el régimen intercrítico hasta una fracción de volumen de austenita superior al 50 %, que para esta composición es de 780 °C y luego se enfrió con agua. Observe cómo el perfil de dureza es plano, esencialmente sin diferencia entre la zona de soldadura y las regiones adyacentes a cada lado. Sin embargo, mediante el enfriamiento directo inmediatamente después del recocido en el régimen intercrítico a una fracción superior al 50 % en volumen de austenita, puede lograrse una resistencia mínima y una ductilidad máxima. Para aumentar la ductilidad, se requiere una trayectoria de enfriamiento para reintroducir ferrita, y/o bainita en las fracciones de volumen deseadas.

Estos ejemplos demuestran la necesidad de recocer a una temperatura en la que al menos el 50 % de la microestructura se transforme en austenita, antes del enfriamiento, para erradicar suficientemente la microestructura de la soldadura.

La Figura 4 muestra las mediciones del perfil de microdureza Vickers del tubo DP800 fabricado de acuerdo con el proceso convencional, sin tratamiento térmico. La figura muestra además los resultados de cuatro tratamientos térmicos aplicados por los medios de la invención o en un método similar. Para todos los ejemplos de tubos, se lograron niveles de dureza casi uniformes en todo el tubo, para el material base, la soldadura y la zona afectada por el calor.

Además, los valores de dureza son similares a los del sustrato original DP800. Es obvia la ausencia del pico alto y duro que se encuentra en el DP800 fabricado de acuerdo con el proceso convencional. Esta uniformidad mejorada se demuestra aún más mediante los análisis de sección transversal que se muestran en la figura 5. En los ejemplos inventivos 4, 6 y 7, la soldadura apenas se distingue del material adyacente. La microestructura de estos tubos es homogénea en toda su circunferencia.

La Figura 6 muestra los resultados de laboratorio de las variaciones de las propiedades mecánicas que pueden obtenerse mediante el calentamiento controlado y el enfriamiento controlado de los tubos después del proceso de formación de laminado y soldadura de los tubos. Los resultados proporcionan una indicación de las variaciones que pueden lograrse con una sola química. La gama de microestructuras y propiedades mecánicas correspondientes puede ampliarse al añadir más variantes en los tratamientos térmicos aplicados en comparación con los tratamientos térmicos que se aplicaron en las pruebas de demostración, como se muestra en la Figura 6.

En la Figura 8 se muestra un esquema de un tratamiento térmico con una trayectoria de enfriamiento Tipo 1 (enfriamiento lento, enfriamiento rápido). Después de calentar para lograr al menos un 50 % de austenita en la microestructura, el tubo pasa por un régimen de enfriamiento (indicado como Enfriamiento 1) donde se enfría hasta una temperatura entre 750 °C y 550 °C a una velocidad de enfriamiento entre 20 °C/s a 50°C/s. Durante este Enfriamiento 1, la fracción deseada de ferrita se forma por la transformación de la fracción de austenita inicial presente al comienzo de la trayectoria de enfriamiento. Después de la terminación del Enfriamiento 1, el tubo ingresa al siguiente régimen de enfriamiento (indicado como Enfriamiento 2), donde se enfría a una velocidad superior a 50 °C/s hasta temperatura ambiente. Durante el enfriamiento 2, la mayor parte de la fase austenita restante se transforma en martensita para impartir resistencia.

La elección de la trayectoria de enfriamiento es dependiente de la composición química y la microestructura final deseada y, por lo tanto, de las propiedades mecánicas finales del tubo. La trayectoria de enfriamiento Tipo 1 se usa para composiciones con baja templabilidad donde la formación de ferrita a la fracción de volumen final deseada ocurrirá dentro de un período de tiempo práctico durante el régimen de Enfriamiento 1 de menos de 60 segundos.

En la Figura 9 se muestra un esquema de un tratamiento térmico con una trayectoria de enfriamiento Tipo 2 (enfriamiento rápido, mantenimiento, enfriamiento rápido), donde existe un régimen de enfriamiento intermedio (indicado como Mantenimiento/Enfriamiento 2) en el intervalo entre 750 °C y 550 °C. Después de calentar para lograr al menos un 50 % de austenita en la microestructura, el tubo pasa por un régimen de enfriamiento (indicado como Enfriamiento 1) donde se enfría hasta una temperatura entre 700 °C y 550 °C a una velocidad de enfriamiento superior a 50 °C/s. Durante esta fase de enfriamiento se puede formar algo de ferrita. Luego de la terminación del Enfriamiento 1, el tubo ingresa al siguiente régimen (Mantenimiento/Enfriamiento 2), donde se mantiene/enfría a una velocidad inferior a 10 °C/s durante un período de menos de 60 segundos hasta una temperatura entre 700 °C y 550 °C. Durante este Mantenimiento/Enfriamiento 2, la fracción deseada de ferrita se forma por la transformación de la fracción de austenita inicial presente al comienzo de la trayectoria de enfriamiento. Después del Mantenimiento/Enfriamiento 2, el tubo entra en el enfriamiento 3 donde se enfría a una velocidad superior a 50 °C/s hasta temperatura ambiente. Durante el enfriamiento 3, la mayor parte de la fase austenita restante se transforma en martensita para impartir resistencia.

Esta trayectoria de enfriamiento Tipo 2 donde el régimen de enfriamiento intermedio (Mantenimiento/Enfriamiento 2) en el intervalo de 750 °C y 550 °C se usa en al menos dos escenarios. El primero es para composiciones con alta templabilidad donde la formación de ferrita a la fracción de volumen final deseada ocurrirá dentro de un período de tiempo práctico de menos de 60 segundos solo si el material del tubo se enfría hasta y se mantiene a una temperatura entre 750 °C y 550 °C. Esta velocidad de transformación mejorada es consecuencia de la combinación óptima de la nucleación y el crecimiento de los granos de ferrita. Una razón alternativa y/o adicional para la trayectoria de enfriamiento Tipo 2 donde el régimen de enfriamiento intermedio (Mantenimiento/Enfriamiento 2) en el intervalo de 750 °C y 550 °C es el subenfriamiento aumentado que aumenta la velocidad de nucleación de la ferrita y da como resultado una microestructura más fina con mayor resistencia y ductilidad que es posible mediante la trayectoria de enfriamiento Tipo 1.

En la Figura 10 se muestra un esquema del tratamiento térmico con trayectoria de enfriamiento Tipo 2 (enfriamiento rápido, mantenimiento, enfriamiento rápido), donde existe un régimen de enfriamiento intermedio (indicado como Mantenimiento/Enfriamiento 2) en el intervalo de 600 °C y 400 °C. Después de calentar para lograr al menos un 50 % de austenita en la microestructura, el tubo pasa por un régimen de enfriamiento (indicado como Enfriamiento 1) donde se enfría hasta una temperatura entre 600 °C y 400 °C a una velocidad de enfriamiento superior a 50 °C/s. Luego del Enfriamiento 1, los tubos ingresan al Mantenimiento/Enfriamiento 2, donde se mantienen/enfrían a una velocidad inferior a 10 °C/s durante un período de menos de 60 segundos a o hasta una temperatura entre 600 °C y 400 °C. Durante el Mantenimiento/Enfriamiento 2, la fracción deseada del constituyente de la microestructura de bainita se forma por la transformación de la fracción de austenita inicial presente al comienzo de la trayectoria de enfriamiento. Después de la terminación del Mantenimiento/Enfriamiento 2, el tubo ingresa al siguiente régimen de enfriamiento (indicado como enfriamiento 3) donde se enfría a una velocidad superior a 50 °C/s hasta temperatura ambiente. Durante el enfriamiento 3, la mayor parte de la fase austenita restante se transforma en martensita para impartir mayor resistencia.

Esta trayectoria de enfriamiento Tipo 2 donde el régimen de enfriamiento intermedio (Mantenimiento/Enfriamiento 2) en el intervalo de 600 °C y 400 °C se usa cuando se requiere bainita en lugar de ferrita. La ferrita en forma de bainita puede ser ventajosa ya que tiene un grano más fino que la forma de ferrita poligonal. Cuando la fase de matriz mayoritaria es bainita, pueden lograrse niveles de resistencia más altos, típicamente con una resistencia a la tracción máxima de 800 MPa o más. La diferencia particular en comparación con cuando la fase mayoritaria de la matriz es ferrita poligonal o epitaxial es que el límite de elasticidad a la tracción también es alto, siendo aproximadamente 0,75 de la resistencia a la tracción máxima.

Después de las etapas de calentamiento y enfriamiento antes mencionados, el tratamiento térmico puede comprender un tratamiento adicional llamado templado donde el tubo, una vez que se enfría por debajo de 150 °C, se pasa a través de una sección donde se calienta hasta una temperatura entre 300 °C y 450 °C durante un período de 5 - 60 segundos, después de lo cual se enfría hasta temperatura ambiente.

El templado se usa para ablandar la fase de martensita dura para aumentar las propiedades mecánicas de ductilidad y formabilidad, así como también para aumentar el límite de elasticidad de tracción.

En modalidades adicionales, el método es uno en donde el tubo producido se corta a longitudes comerciales o uno en donde el tubo producido se enrolla en un carrete, después de lo cual el tubo se mantiene a una temperatura constante entre 200 °C y 450 °C, y luego se enfría hasta temperatura ambiente.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Método para la fabricación de tubo de acero a partir de una tira larga de acero, en donde el material de tira de acero tiene la siguiente composición en % en peso:

C: 0,08-0,3

Mn: 1,0-3,0

Si: 0,01-1,5

P: <0,01

S: <0,01

Cr: 0-0,6

Mo: 0-0,6

V: 0-0,3

Ti: 0 -0,3

Nb: 0-0,3

B: 0 -0,005

el resto de Fe e impurezas inevitables, que comprende:

- proporcionar una longitud de tira de acero al proceso,

- formar un tubo de la tira de acero,

- soldar el tubo formado en dirección longitudinal,

- dar al tubo un tratamiento térmico,

caracterizado porque:

- las etapas mencionadas se realizan en una línea de fabricación en línea continua,

- el tratamiento térmico comprende un régimen de calentamiento de manera que en secciones transversales sucesivas del tubo se logra una microestructura que contiene al menos un 50 % en vol. de austenita y una trayectoria de enfriamiento para reintroducir ferrita y/o bainita en las fracciones de volumen deseadas, y porque después de que el tubo se somete al régimen de calentamiento, se enfría a una velocidad en el intervalo de 20-50 °C/s hasta una temperatura en el intervalo de 750-550 °C y subsecuentemente se enfría a una velocidad superior a 50 °C/s; en donde ya sea 1) el tratamiento térmico es variable para fabricar un tubo que tiene varias propiedades mecánicas controladas (es decir, grados) a partir de una química de acero singular, o 2) el tratamiento térmico se usa para fabricar un tubo que tiene un conjunto singular de propiedades mecánicas (es decir, grado) a partir de una variedad de químicas de acero, en donde el tubo comprende secciones que tienen:

a. un límite de elasticidad en un intervalo de 600 - 800 MPa, una resistencia a la tracción máxima de 500 - 900 MPa y un alargamiento en un intervalo de 15 - 30 %.

b. un límite de elasticidad en un intervalo de 800 - 1000 MPa, una resistencia a la tracción máxima de 750 - 1200 MPa y un alargamiento en un intervalo de 10-25 %.

c. un límite de elasticidad en un intervalo de 1000 - 1200 MPa, una resistencia a la tracción máxima de 950 - 2000 MPa y un alargamiento en un intervalo de 5 - 25 %.

2. Método de acuerdo con la reivindicación 1, en donde el tratamiento térmico incorpora calentar el tubo a una temperatura entre la temperatura Ac1 y Ac3 o por encima de la temperatura Ac3 de la composición del acero, o incorpora calentar el tubo a una temperatura entre la temperatura Ae1 y Ae3 o por encima de la temperatura Ae3 de la composición dada del acero y mantenerlo a dicha temperatura.

3. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde el régimen de calentamiento que es de manera que en todas las secciones transversales sucesivas del tubo se logra una microestructura que contiene al menos un 50 % en vol. de austenita, se realiza al calentar el tubo a una temperatura entre la temperatura Ac1 y Ac3 que es al menos la mitad de la suma de las temperaturas Ac1 y Ac3 para una composición dada del material de tira de acero.

4. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-3, en donde después de someter el tubo al régimen de calentamiento, este se enfría a una velocidad superior a 50 °C/s hasta una temperatura en el intervalo de 700 - 550 °C y luego se mantiene o se enfría lentamente a una velocidad de enfriamiento de hasta 10 °C/s durante hasta 60 s hasta una temperatura en dicho intervalo, después de lo cual se enfría a una velocidad superior a 50 °C/s.

5. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-3, en donde después de someter el tubo al régimen de calentamiento, este se enfría a una velocidad superior a 50 °C/s hasta una temperatura en el intervalo de 600 - 400 °C y luego se mantiene o se enfría lentamente a una velocidad de enfriamiento de hasta 10 °C/s durante hasta 60 s hasta una temperatura en dicho intervalo, después de lo cual se enfría a una velocidad superior a 50 °C/s.

6. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde después de enfriar hasta una temperatura inferior a 150 °C, el tubo se vuelve a calentar durante un período de hasta 60 s hasta una temperatura en el intervalo de 300 - 450 °C, después de lo cual se enfría hasta temperatura ambiente.

7. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde el tubo se calienta por medio de calentamiento por inducción.

8. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde el calentamiento del tubo se realiza en una atmósfera controlada, por ejemplo, una atmósfera de nitrógeno-hidrógeno.

9. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde los tubos separados cortados del tubo fabricado tienen propiedades mecánicas uniformes en toda su longitud.

10. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde la fabricación del tubo se lleva a cabo a una velocidad de línea en el intervalo de 50 - 150 m/min.