MXPA00005794A - Aceros de resistencia ultra elevada madurados con austenita con excelente tenacidad a la temperatura criogenica - Google Patents

Abstract

Un acero de ultra alta resistencia, soldable, de baja aleación con excelente temperatura congelante, tenacidad en la plancha base y en la zona afectada por calor (ZAC) cuando suelda, que tiene una resistencia a la tensión mayor a 830 MPa (120 ksi) y una micro-estructura micro- laminada que comprende capas de película de austenita y martensita finamente granulada/listones de bainita inferior, se prepara por calentamiento de una placa de acero que comprende fierro y porcentajes en peso específicos de algunos o todos los aditivos carbono, manganeso, níquel, nitrógeno, cobre, cromo, molibdeno, silicón, niobio, vanadio, titanio, aluminio, y boro;que reduce la placa para formar plancha en uno o más pases en u rango de temperatura en el cual recristaliza la austenita;laminado terminal de la plancha en uno o más pases en un rango de temperatura debajo de la temperatura de recristalización de la austenita y arriba de la temperatura de transformación Ar3;templado de la plancha de laminado terminal hasta una adecuada temperatura de suspensión de temple (QST);suspensión del templado;y, por un período de tiempo, mantener la plancha sustancialmente isotérmica a la PST o enfriando lentamente la plancha antes del enfriamiento por aire, o simplemente enfriando por aire la plancha hasta temperatura ambiente.

Description

ACEROS DE RESISTENCIA ULTRA ELEVADA MADURADOS CON AUSTENITA CON EXCELENTE TENACIDAD A LA TEMPERATURA CRIOGÉNICA DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Esta invención está relacionada con planchas de acero, de ba a aleación que se pueden soldar de ultra resistencia de planchas de acero con excelente tenacidad a la temperatura criogénica tanto en la placa de fondo como en la zona afectada por calor (HAZ) cuando se suelda. Además, está invención está relacionada con un método para producir tales planchas de acero. Se definen en la siguiente especificación varios términos. Por conveniencia, se proporciona aquí un Glosario de términos inmediatamente antes de las reivindicaciones. Frecuentemente, existe la necesidad de almacenar y transportar fluidos volátiles presurizados a temperaturas criogénica, es decir, a temperaturas más baja de aproximadamente -40°C (-40°F) . Por ejemplo, existe la necesidad de recipientes para almacenar y transportar gas natural licuado presurizado (PLNG) a una presión en el amplio rango de aproximadamente 1035 kPa (150 psia) a aproximadamente 7590 kPa (1100 psi) y a una temperatura en el rango de aproximadamente -123°C (-190°F) a aproximadamente -62°C (-80°F). También existe la necesidad de recipientes para asegurar y económicamente almacenar y transportar otros fluidos volátiles con elevada presión de vapor, tal como metano, etano, y propano, como a temperaturas criogénicas. Para que dichos recipientes sean construidos de un acero soldado, el acero debe de tener una resistencia adecuada de soportar la presión de fluido y la tenacidad adecuada para evitar la iniciación de una fractura, es decir, un caso de falla, y condiciones de operación, tanto en el acero de base como en la HAZ . La Temperatura de Transición de la Fractura Dúctil a la Frágil (DBTT) delinea los dos regímenes de fractura en aceros estructurales. A temperaturas por abajo de DBTT, la falla en el acero tiende a ocurrir mediante una fractura de endidura (quebradiza) de ba a energía, mientras que a temperaturas por encima de la DBTT, la falla en el acero tendría a ocurrir por una fractura dúctil de elevada energía. Los aceros soldados usados en la construcción de recipientes para almacenamiento y transporte de las aplicaciones de temperatura criogénica antes mencionadas y para otras cargas, el servicio de temperatura criogénico deberá tener una DBTT muy por debajo de la temperatura de servicio tanto en el acero de base como el HAZ para evitar la falla mediante una fractura de endidura de baja energía. Los aceros que contienen níquel convencionalmente usados para aplicaciones estructura a temperatura criogénica, por ejemplo, aceros con contenidos de níquel de más de aproximadamente 3% por peso tienen DBTTs baja, pero también -* í*¿é$misk tienen resistencia a la tensión relativamente baja. Típicamente, los aceros con 3.5% por peso Ni, 5.5% por peso Ni y 9% por peso de Ni comercialmente disponibles tienen DBTT de aproximadamente -100°C (-150°F), -155°C (-250°F) y -175°C (-280°F) respectivamente, y resistencias a la tracción de hasta aproximadamente 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) y 830 MPa (120 ksi), respectivamente. Para poder lograr estas combinaciones de resistencia y tenacidad, estos aceros generalmente siguen un proceso muy costoso, por ejemplo, un tratamiento de doble recocido. En el caso de las aplicaciones de temperatura criogénica, la industria actualmente usa estos aceros que contienen níquel comerciales debidos a su buena tenacidad a bajas temperaturas, pero deben diseñarse alrededor de sus resistencias a la tracción relativamente bajas. Los diseños generalmente requieren un espesor de acero excesivo para soportar cargas, y aplicaciones a temperatura criogénica. Esto, el uso de aceros que contienen níquel en aplicaciones a temperatura criogénica que soportan carga, tienden a ser costosos debidos al alto costo del acero combinado con los espesores de acero requeridos. Por otro lado, varios aceros comercialmente disponibles, de estado actual de la técnica, de baja y mediana resistencia elevada al carbón, de baja aleación (HSLA) , por ejemplo, aceros AISI 4320 o 4330 tienen el potencial de ofrecer resistencias a la tracción superiores &j¡ É¡s? á .. (por ejemplo, mayores de aproximadamente 830 MPa (120 ksi) y bajo costo, pero sufren de DBTT relativamente elevada en general y especialmente en la zona afectada por calor (HAZ) de la soldadura. Generalmente, con estos aceros existe la tendencia de que la soldabilidad y la tenacidad a baja temperatura disminuyan a medida que la resistencia a la tensión aumente. Es por esta razón que los aceros sobre el estado actual de la tecnología HSLA comercialmente' disponibles hoy en día generalmente no se consideran para aplicaciones a temperatura criogénica. La DBTT elevada de la HAZ en estos aceros es generalmente debida a la formación de microestructuras indeseables que surgen de los sitios térmicos soldados en las HAZs intercrítica recalentadas y de grano grueso, es decir, HAZs calentadas a una temperatura de aproximadamente la temperatura de transformación Aci a aproximadamente la temperatura de transformación Ac (Ver Glosario para definiciones de temperaturas de transformación Aci y Ac3) . La DBTT incrementa significativamente con el tamaño de grano incrementado y hace más quebradiza los constituyentes microestructurales, como las islas martensita-austenita (MA) , en la HAZ. Por ejemplo, la DBTT para la HAZ en la tubería XlOO de acero HSLA de punta para transmisión de gas y petróleo, es mucho más elevada que aproximadamente -50°C (-60°F) Existen incentivos significativos en los sectores de almacenamiento y transporte de energía para «tWiafc LMrfi BiMBC-desarrollo de nuevos aceros que combinan las propiedades de tenacidad a baja temperatura de los aceros que contienen níquel comerciales antes mencionados con la elevada resistencia y bajo costo que se atribuyen a los aceros HSLA, mientras que también proporcionan soldabilidad excelente y la capacidad de corte grueso deseado, es decir, la microestructura y propiedades sustancialmente uniformes (por ejemplo, resistencia y tenacidad) con un espesor de más de aproximadamente 2.5 cm (1 pulgada) . En las aplicaciones no criogénicas, la mayoría de los aceros HSLA comercialmente disponibles, de punta, de bajo y medio carbón, debidos a su tenacidad relativamente baja a altas resistencias, se diseñan ya sea a una fracción de sus resistencia, o alternativamente, se procesan a resistencias más bajas para obtener una tenacidad aceptable. En aplicaciones de ingería, estos enfoques llegan a espesores de corte incrementados y por lo tanto, pesos de componente más altos y finalmente costos más altos para los que el potencial de elevada resistencia de los aceros HSLA podría totalmente usarse. En algunas aplicaciones críticas, como engranes de alto rendimiento, aceros que contienen más de aproximadamente 3% por peso de Ni (tales como AISI 48XX, SAE 93XX, etc) son usados para mantener suficiente tenacidad. Este enfoque lleva a penalidades de costo sustanciales para tener acceso a la resistencia superior de los aceros HSLA. Un , ^í^^?^A^^-tat^^^, .,.,i^—..^< ~**>tiffH¿*to* F*¡¡ &? problema adicional que se encuentra con el acero de aceros HSLA comerciales estándar es el rompimiento por hidrógeno en la HAZ, particularmente cuando se utiliza la soldadura de baja entrada de calor. Existen incentivos económicos significativos y una necesidad de ingeniería definida para una mejora de bajo costo de tenacidad a las resistencias elevada y ultra elevada en aceros de baja aleación. Particularmente, existe la necesidad de un acero con preció razonable que tenga una resistencia ultra elevada, por ejemplo, resistencia a la tensión mayor de 830 MPa (120 ksi), y excelente tenacidad a temperatura criogénica, por ejemplo, DBTT más ba a de aproximadamente -73°C (-100°F) tanto en una placa de fondo como en la HAZ, para usarse en aplicaciones a temperatura criogénica comerciales. Consecuentemente, los objetos principales de la presente invención son mejorar la tecnología del acero HSLA de punta para su aplicación a temperaturas criogénicas en estas tres áreas claves: (i) bajar la DBTT a menos de aproximadamente -73°C (-100°F) en la placa de fondo y la soldadura HAZ, (ii) lograr resistencia a la tensión mayor de 830 MPa (120 ksi), y (iii) proporcionar una soldabilidad superior. Otros objetos de la presente invención son lograr los aceros HSLA antes mencionados con microestructuras en el espesor sustancialmente uniformes y propiedades de espesor mayores de aproximadamente 2.5 cm (1 pulgada) y para hacerlo utilizando técnicas de procesamiento actuales comercialmente disponibles para que el uso de estos aceros en procesos de temperatura criogénica comerciales sea económicamente posible . En relación con los objetos antes mencionados de la presente invención, se proporciona una metodología de procesamiento en donde una placa de acero de baja aleación de la química deseada se recalienta a una temperatura apropiada, enseguida se lamina en caliente para formar la plancha de acero y se enfría rápidamente, al final de la laminación en caliente, mediante templado con un fluido adecuado, tal como agua, a una Temperatura de Detención de Temple (QST) , adecuado, para producir una microestructura de micro- laminado, que comprende preferiblemente, aproximadamente 2% en volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película de austenita y aproximadamente listones de 90% de martensita de grano fino predominantemente, bainita de grano fino y bainita inferior de grano fino. En una modalidad de esta invención, la plancha de acero entonces se enfría a temperatura ambiente. En otra modalidad, la plancha de acero se mantiene sustancialmente isotérmica a la QST por arriba de aproximadmanente cinco (5) minutos, seguidos por enfriamiento al aire a temperatura ambiente. Aún otra modalidad, la plancha de acero se enfría lentamente a una velocidad menor que aproximadamente 1.0 °C por segundo (1.8° F/seg) por arriba de aproximadamente cinco (5) minutos, seguidos por enfriamiento al aire a temperatura ambiente. Como se usa en la descripción la presente invención, templa con referencia al enfriamiento acelerado por cualquier medio por lo que se 5 utiliza un fluido seleccionado por su tendencia a incrementar la velocidad de enfriamiento del acero, como la opuesta al enfriamiento al aire del acero a temperatura ambiente. También, en relación con los objetos antes' mencionados de la presente, los aceros procesados de acuerdo con la presente invención son especialmente adecuados para muchas aplicaciones a temperatura criogénica en las cuales los aceros tienen las siguientes características, preferiblemente para espesores de plancha de acero de aproximadamente 2.5 cm (1 pulgada) y más: (i) DBTT menor de aproximadamente -73°C (-100°F) en el acero de base y en la HAZ de soldadura (ii) resistencia a la tensión mayor de 830 MPa (120 ksi), preferiblemente mayor de aproximadamente 860 MPa (125 ksi), y más preferiblemente mayor de 900 MPa (130 ksi), (iii) soldabilidad superior, (iv) propiedades y microestructura en el espesor de tenacidad sustancialmente uniforme y (v) tenacidad mejorada sobre los aceros HSAL estándares comercialmente disponibles. Estos aceros pueden tener una resistencia a la tensión de más de 930 MPa (135 ksi) o más de aproximadamente 965 MPa (140 ksi), o mayor que aproximadamente 1000 MPa (145 ksi).

BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS Las ventajas de la presente invención se entenderán mejor haciendo referencia a las siguiente descripción detallada y los dibujos anexos en los cuales: La Figura 1 es un diagrama de transformación de enfriamiento continuo esquemático (CCT) que muestra como el proceso de maduración de la austenita de la presente invención produce microestructura micro-laminada en el acero de acuerdo a la presente invención; La Figura 2A (Técnica Anterior) es una ilustración esquemática que muestra una propagación de fractura de hendidura a través de los límites del listón en una microsestructura mezclada de la bainita inferior y la martensita en una acero convencional; La Figura 2B es una ilustración esquemática que muestra una trayectoria de quebradura tortuosa debido a la presencia de la fase de austenita en la microestructura micro-laminada en un acero de acuerdo a la presente invención; La Figura 3A es una ilustración esquemática de un tamaño de grano de austenita en una tabla de acero después del recocido de acuerdo a la presente invención; la Figura 3B es una ilustración esquemática del tamaño de grano de austenita anterior (ver Glosario) en una placa de acero después de su laminación en caliente en el ?E%i? rango de temperatura en el cual la austenita se recristaliza, pero antes de la laminación en caliente en el rango de temperatura en el cual la austenita no se recristaliza, de acuerdo con la presente invención; y la Figura 3C es una ilustración esquemática de la estructura de grano circular alargada en austenita, con un tamaño de grano efectivo muy fino en la dirección del espesor, de una placa de acero al completar la TMCP de acuerdo con la presente invención. - Mientras que la presente invención será descrita junto con sus modalidades preferidas, se deberá entender que la invención no se limita a ésta. Al contrario, la invención pretende cubrir todas las alternativas, modificaciones y equivalentes que pueden incluirse dentro del espíritu y alcance de la invención, como se define por las reivindicaciones anexas. La presente invención está relacionada con el desarrollo de nuevos aceros HSLA que cumplen con los retos antes descritos. La invención está basada en una combinación novedosa de química de acero y procesamiento para proporcionar tanto la tenacidad microestructural como intrínseca a una DBTT más baja al igual que mejorar la tenacidad a la resistencia más elevada. La tenacidad intrínseca se logra mediante el equilibrio sensato de elementos de aleación en el acero como se describirá en SU?&S?tX?ÍÍxiJ; «¡3£ detalle en esta especificación. La tenacidad microestructural resulta de lograr un tamaño de grano efectivo muy fino al igual que promover una microestructura de micro-laminado. Con referencia a la Figura 2B, la microestructura miro-laminada de los aceros de acuerdo a esta invención está preferiblemente comprendida de listones alternativos 28, de predominantemente ya sea capas 30 de película de bainita inferior de grano fino o martensita de grano fino, y austenita. De manera preferible, el espesor promedio de las películas 30 de austenita es menor que aproximadamente 10% del espesor promedio de los listones 28. Aún más preferiblemente, el espesor promedio de las capas de película 30 de austenita es de aproximadamente 10 nm y el espesor promedio de los listones 28 es de aproximadamente 0.2 micrones. La maduración se utiliza en la presente invención para facilitar la formación de la microestructura micro-laminada para promover la retención de las capas de película de austenita deseadas a temperaturas ambiente. Como es familiar para aquellos expertos en la técnica, la maduración es un proceso en donde la maduración de la austenita en el acero calentado toma lugar antes del enfriamiento del acero en el rango de temperatura en donde la austenita se transforma típicamente a bainita y/o o martensita. Es conocido en la técnica que la maduración provee la »a*~jai?¡át¡tá?& L,í^ estabilización térmica de austenita. La única combinación química de acero y el proceso de esta invención provee por un retardo de tiempo suficiente en el inicio de la transformación de la bainita después de templar se detiene para permitir la adecuada maduración de austenita para la formación de capas de película de austenita en la microestructura de micro-laminado. Por ejemplo, con referencia ahora a la Figura 1, un acero procesado de acuerdo a esta invención experimenta laminado 2 controlado dentro de los rangos de temperatura indicados (como se describe en mayor detalle de aquí en adelante); cuando el acero experimenta templar 4 de los puntos 6 de templado inicial hasta la detención del punto de templado 8 (es decir, QST) . Después de templar se detiene en el punto 8 de templado (QST) (i) en una modalidad, el acero se mantiene sustancialmente isotérmico en la QST durante un periodo de tiempo, preferiblemente arriba de aproximadamente 5 minutos, y luego se enfría al aire a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea 12 punteada, (ii) en otra modalidad, la plancha de acero se enfría lentamente desde la QST a una velocidad menor que aproximadamente 1.0°C por segundo (1.8°/sec) por arriba de aproximadamente 5 minutos, antes de permitir que la plancha de acuerdo enfríe el aire a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea punteada 11, (iii) en aún otra modalidad, la plancha de acero puede permitirse para enfriar ?c -&-ite&¿i«-K-M-¿* al aire a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea 10 punteada. En cualquiera de las modalidad, las películas de austenita, se retienen después de la formación de los listones de bainita en la región 14 de bainita inferior y los listones de martensita en la región 16 de martensita. La región 18 de bainita superior y la región 19 de ferrita/perlita se evitan. El los aceros de la presente invención, la maduración mejorada ocurre debido a la' combinación novedosa de la química del acero y el procesamiento descrito en esta especificación. Los constituyentes de bainita y martensita y la fase de austenita de la microestructura micro-laminada se diseñan para aprovechar los atributos de resistencia superior de la bainita inferior de grano fino y el listón de martensita de grano fino, la resistencia a la fractura de hendidura superior de la austenita. La microestructura de micro-laminado se optimiza para sustancialmente maximizar la tortuosidad en la trayectoria de quebradura, por lo que alcanza la resistencia de propagación de quebradura para proporcionar tenacidad micrestructural significante. De acuerdo con lo anterior, se proporciona un método para preparar una plancha de acero de fase dual de resistencia ultra elevada teniendo una microestructura que comprende 10% de volumen a aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de sustancialmente 100% en volumen ("esencialmente") ferrita y aproximadamente 60% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de predominantemente listón de martensita de grano fino, bainita más baja de grano fino, o mezclas de estos, en donde el método comprende las etapas de (a) calentar de acero a una temperatura de recalentamiento suficientemente elevada para (i) sustancialmente homogeneizar la placa de acero, (ii) disolver sustancialmente todos los carburos y carbonitruros de niobio y vanadio en la placa de acero, y (iii) establecer granos de austenita iniciales finos en la placa de acero; (b) reducir la placa de acero para formar plancha de acero en una o más pasadas de laminación en caliente en un primer rango de temperatura en el cual la austenita se recristaliza; (c) reducir adicionalmente la plancha de acero en una o más pasadas de laminación en caliente a un segundo rango de temperatura por debajo de la temperatura TnL y por encima de la temperatura de transformación Ar3; (d) reducir adicionalmente la plancha de acero en una o más pasadas de laminación en caliente en un tercer rango de temperatura por debajo de la temperatura de transformación Ar3 y por encima de la temperatura de transformación Ari (es decir, el rango de temperatura intercrítica) ; (e) enfriar la plancha de acero a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo a aproximadamente 40°C por segundo ( 18°F/segundo -72 ° F/segundo) a una Temperatura de Detención de Temple (QST) .^ ^ &.t«u^sk^ preferiblemente por debajo de la temperatura de transformación Ms más 200°C (360°F); y (f) detener el enfriamiento. En otra modalidad de esta invención, la QST está preferiblemente por debajo de la temperatura de transformación Ms más 100°C (180°F), y es más preferiblemente se encuentra por debajo de aproximadamente 350°C (662°F) . En una modalidad de esta invención, la plancha de acero se deja enfriar por aire a temperatura ambiente después de la etapa' (f) . Este proceso facilita la transformación de la microestructura de la plancha de acero a aproximadamente 10% en volumen, a aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita y aproximadamente 60% en volumen a 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita de grano fino predominantemente, bainita más baja de grano fino, o mezclas de éstas. (Ver Glosario para definiciones de temperatura Tnr y temperaturas de transformación Ar3 y Arj.) . Para asegurar la tenacidad a temperatura criogénica y ambiente, la microestructura de la segunda fase en los aceros de esta invención comprende predominantemente bainita más baja de grano fino, listón de martensita de grano fino o mezclas de éstas. Se prefiere sustancialmente minimizar la formación de constituyentes que fragilizan como bainita superior, martensita gemela y MA en la segunda fase. Como se utiliza al describir la presente invención y en las reivindicaciones, "predominantemente" significa por lo menos . s^^^j¿S^^^k ¡au!íx^^aíX,Ja^?¿^£.?J?, ^,,^'Sa^-^S^-J^gc -ailiS-^mpffl^^ 50 por ciento en volumen. El resto de la microestructura de la segunda fase puede comprender una bainita más baja de grano fino adicional, listón de martensita de grano fino adicional o ferrita. Más preferiblemente, la microestructura comprende por lo menos aproximadamente 60 por ciento en volumen a aproximadamente 80 por ciento en volumen, bainita inferior o listón de martensita.. Aún más preferiblemente, la microestructura comprende por lo menos aproximadamente 90 por' ciento en volumen de bainita inferior o listón de martensita. Una placa de acero procesada de acuerdo con esta invención se fabrica de manera acostumbrada y, en una modalidad comprende hierro y los siguientes elementos de aleación, preferiblemente en los rangos de peso indicados en la siguiente Tabla I: Tabla I Elemento de Aleación Rango (% en peso) carbón (C) 0.04-0.12, más preferiblemente 0.04-0 . 007 manganeso (Mn) 0.5-2.5, más preferiblemente 1.0-1.8 níquel (Ni) 1.0-3.0, más preferiblemente 1.5-2.5 cobre (Cu) 0.1-1.0, más preferiblemente 0.2-0.5 molibdeno (Mo) 0.1-0.8, más preferiblemente 0.2-0.4 niobio (Nb) 0.02-0.1, más preferiblemente 0.02-0.05 titanio (Ti) 0.008-0.03, más preferiblemente 0.01-0.02 aluminio (Al) 0.001-0.05, más preferiblemente 0.005-0.03 nitrógeno (N) 0.002-0.005, mas preferiblemente 0.002-0.003 El cromo (Cr) a veces adicional al acero, preferiblemente hasta aproximadamente 1.0% en peso y más preferiblemente aproximadamente 0.2% en peso a aproximadamente 0.6% en peso. El silicón (Si) a veces se adiciona al acero, preferiblemente hasta aproximadamente 0.5% en peso, más preferiblemente aproximadamente 0.01% en peso, á aproximadamente 0.5% en peso, y aún mas preferiblemente aproximadamente 0.05% en peso a aproximadamente 0.1% en peso. El acero preferiblemente contiene por lo menos aproximadamente 1% en peso de níquel . El contenido de níquel del acero se puede incrementar por encima de 3% en peso si se desea mejorar el rendimiento después de la soldadura. Cada adición de 1% e peso de níquel se espera que baje la DBTT del acero aproximadamente 10°C (18°F) . El contenido de níquel es preferiblemente menos de 9% en peso, más preferiblemente menos de aproximadamente 6% en peso. El contenido de níquel preferiblemente se minimiza para poder minimizar el costo del acero. Si el contenido de níquel se incrementa por encima de aproximadamente 3% en peso, el contenido de manganeso se puede disminuir por debajo de aproximadamente 0.5% en peso hasta 0.05% en peso. Boro (B) a veces se agrega al acero, preferiblemente hasta aproximadamente 0.0020% en peso, y más preferiblemente aproximadamente 0.0006% en peso a aproximadamente 0.0010% en peso. Adicionalmente, se minimizan sustancialmente y preferiblemente los residuos en el acero. El contenido de fósforo (P) preferiblemente es de menos de aproximadamente 0.01% en peso. El contenido de azufre (S) es preferiblemente menos de aproximadamente 0.004% en peso. El contenido de oxígeno (0) es preferiblemente menor que aproximadamente 0.002% en peso. Proceso de la Placa de Acero (1) Disminución de la DBTT Lograr una DBTT baja, por ejemplo más baja que aproximadamente -73°C (-100°F), es un reto clave en el desarrollo de aceros HSLA nuevos para aplicaciones a temperatura criogénica. El reto técnica es mantener/incrementar la resistencia en la tecnología HSLA actual mientras que se disminuye la DBTT, especialmente en la HAZ. La presente invención utiliza una combinación de aleaciones y procesos para alterar tanto las contribuciones microestructuras como las intrínsecas a la resistencia a la fractura en una manera para producir un acero de baja aleación con excelentes propiedades a temperatura criogénica en la placa de fondo y en la HAZ, como se describirá más adelante . En esta invención, la tenacidad microestructural se explota para disminuir la DBTT de acero de base. La tenasidad microestructural consiste de refinar el tamaño de grano de austenita anterior, modificar la morfología de grano a través del procesamiento de laminación controlado termomecánico (TMCP), y producir una microestructura micro-laminada dentro de granos finos, todos enfocados para mejorar el área interfacial de los límites de alto ángulo por unidad de volumen en la plancha de acero. Como es familiar para aquellos expertos en la técnica, "grano" como se usa aquí significa un cristal individual en un material policristalino, y "límite de grano" como se usa aquí significa una zona estrecha en un metal que corresponde a la transición de una orientación cristalográfica con otra, de este modo, separando un grano del otro. Como se utiliza aquí, un "límite de grano de alto ángulo" es un límite de grano que separan dos granos cuyas orientaciones cristalográficas difieren de más de aproximadamente 8°. También, como se usa aquí, una "interfase o límite de alto ángulo" es un límite o interfase que efectivamente se comporta como un límite de grano de alto ángulo, es decir, tiende a desviar una fractura o fisura que se propaga y, de este modo, induce la tortuosidad en una trayectoria de fractura. La contribución del TMCP al área interfacial total de los límites de alto ángulo por unidad de volumen, Sv, se define por la siguiente ecuación: ?A, -..jB»ji^-a ?ia»eA«.8.. -3?) en donde d es el tamaño de grano de austenita promedio en una plancha de acero laminada en caliente antes de laminarla en el rango de temperatura en el cual la austenita no se recristaliza (tamaño de grano de austenita anterior) ; R es la proporción de reducción (espesor de placa de acero original/espesor de placa de acero final); y r es el porcentaje de reducción en espesor del acero debido a la laminación en caliente en el rango de temperatura en el cual la austenita no se recristaliza . Como se conoce bien en la técnica, que a medida que el Sv del acero se incrementa, la DBTT disminuye, debida a la desviación de la fisura y de la tortuosidad en la trayectoria de la fractura en los límites de alto ángulo. En la práctica TMCP comercial, el valor de R se fija para un espesor de lámina dado y el límite superior para el valor de r típicamente es de 75. Los valores fijos dados para R y r, Sv sólo puede sustancialmente incrementarse disminuyendo d, como a partir de la ecuación anterior. Para disminuir d en aceros de acuerdo con la presente invención, se utiliza una microaleación de Ti-Nb en combinación con la práctica TMCP optimizada. Para la misma cantidad total de reducción durante la laminación en caliente/deformación, un acero con un tamaño de grano de austenita inicialmente más fino promedio resultará en un tamaño de grano de austenita promedio terminado más fino. Por lo tanto, en esta invención, la cantidad de adiciones de Ti-Nb se optimizan para una práctica de bajo recalentamiento mientras que se produce la inhibición de crecimiento de grano de austenita deseado durante el TMCP. Haciendo referencia a la Figura 3A, una temperatura de recalentamiento relativamente baja, preferiblemente entré aproximadamente 955°C y aproximadamente 1065°C (1750°F- 1950°F), se utiliza para obtener inicialmente un tamaño D' de grano de austenita promedio de menos de aproximadamente 120 mieras en una placa 32' de acero recalentada antes de la deformación en caliente. El proceso de acuerdo con esta invención evita el crecimiento de grano de austenita excesivo que resulta del uso de temperaturas de recalentamiento más altas, es decir, mayores de aproximadamente 1095°C (2000°F) en un TMCP convencional. Para promover un refinamiento de grano inducido por la recristalización dinámica, reducciones pesadas por pasada mayores de aproximadamente 10% se emplean durante la laminación en caliente en el rango de temperatura en el cual la austenita se recristaliza. Haciendo referencia ahora a la Figura 2B, el proceso de acuerdo con eta invención proporciona un tamaño D" de grano de austenita anterior promedio (es decir, d) de menos de aproximadamente 30 mieras, de preferencia menor que aproximadamente 20 mieras, y más preferiblemente menos de aproximadamente 10 mieras en una placa 32" de acero, después de la laminación en caliente (deformación) en el rango de temperatura en el cual la austenita se recristaliza, pero antes de la laminación en caliente en el rango de temperatura en la cual la austenita no se recristaliza. Adicionalmente, para reducir una reducción de tamaño de grano efectiva en la dirección en el espesor, las reducciones pesadas, preferiblemente que exceden aproximadamente 70% acumulativa, se llevan a cabo en el rango de temperatura por debajo de al temperatura Tnr pero por encima de la temperatura de transformación Ar3. Haciendo referencia ahora a la FIGURA 2C, el TMCP de acuerdo con esta invención lleva a la formación de una estructura circular alargada en austenita en una lámina 32''' acero laminado terminada con un tamaño D' ' ' de grano efectivo muy fino en la dirección en el espesor, por ejemplo, tamaño de D' ' ' de grano efectivo de menos de aproximadamente 10 mieras, preferiblemente menos de aproximadamente 8 mieras, y aún más preferiblemente menos de aproximadamente 5 mieras, de este modo mejorando el área interfacial de los límites de alto ángulo, por ejemplo, 21 por unidad de volumen en la lámina 32''' de acero, como se podrá entender por aquellos expertos en la técnica. De alguna manera con mayor detalle, un acero de acuerdo con esta invención se prepara formando una placa de ^^fa ^^ ^^sa^ ^^^^^^^^?^^ ^ü.^^- . x* é& ^ ?~. la composición deseada como se describe aquí; calentando la placa a una temperatura de aproximadamente 955°C a aproximadamente 1065°C (1750°F - 1950°F); laminar en caliente la placa para formar una plancha de acero en una o más pasadas proporcionando aproximadamente 30 por ciento a aproximadamente 70 por ciento de reducción en un primer rango de temperatura en el cual la austenita se recristaliza, es decir, por encima de la temperatura Tnr, adicionalmenté laminando en caliente la placa de acero en una o más pasadas proporcionando aproximadamente 40 por ciento a aproximadamente 80 por ciento de reducción en un segundo rango de temperatura por debajo de aproximadamente la temperatura Tnr y por encima de aproximadamente la temperatura de transformación Ar3. La placa de acero laminada en caliente entonces se enfría a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo a aproximadamente 40°C por segundo (18°F/seg - 72°F/seg) a una QST adecuada, por debajo de aproximadamente la temperatura de transformación Ms más 100°C (180°F) y alrededor de aproximadamente la temperatura de transformación Ms, en la cual el tiempo de templado se termina. En un modalidad de está invención, en una modalidad de está invención después se templara se determina que la plancha de acero se permite enfriar al aire a temperatura ambiente desde la QST, como se ilustra por las líneas 10 punteada de la Figura 1. En otra modalidad de está invención, >.-l)f1f-f? igÍiÍtri después se templara se determina que la placa de acero se termina que la placa de acero se mantiene sustancialmente isotérmica en la QST durante un periodo de tiempo, preferiblemente arriba de aproximadamente 5 minutos, y entonces el aire enfriado a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea punteada de la Figura 1. En aún otra modalidad como se ilustra por la línea 11 punteada de la Figura 1, la plancha de acero se enfría lentamente desde la QST a una velocidad menor que aquella del enfriamiento al aire, es decir, en una velocidad menor que aproximadamente 1°C por segundo (1.8F/sec), preferiblemente de aproximadamente 5 minutos. Al menos una modalidad de está invención, la temperatura de transformación es de aproximadamente 350°C (662°F) y, por lo tanto, la temperatura de transformación Ms más 100°C (180°F) es de aproximadamente 4560 °C (842°F) . La plancha de acero puede ser mantenida isotérmicamente isotérmica en al QST por cualquier medios adecuados, como se conoce por aquellos expertos en la técnica tal como la colocación de una manta sobre la plancha de acero. La plancha de acero puede ser lentamente enfriada después de templar se termina cualesquiera medios adecuados, como se conoce por aquellos expertos en la técnica, tal como la colocación en una mate aislada sobre al plancha de acero. Como se puede entender por aquellos expertos en la técnica, como se usa aquí el porcentaje de reducción en espesor hace referencia al porcentaje de reducción en el espesor de la placa o de la plancha de acero antes de la reducción referenciada. Para propósitos de explicación 5 solamente, sin con esto limitar esta invención, una placa de acero de aproximadamente 25.4 cm (10 pulgadas) de espesor se puede reducir a aproximadamente 50% (una reducción de 50 por ciento) en un primer rango de temperatura a un espesor de' aproximadamente 12.7 cm (5 pulgadas), enseguida reducir aproximadamente 80% (una reducción del 80 por ciento) , en un segundo rango de temperatura, a un espesor de aproximadamente 2.5 cm (1 pulgada) . Como se usa aquí, "placa" significa una pieza de acero que tiene cualquier dimensión. La placa de acero es preferiblemente calentada por cualquier medio adecuado para elevar la temperatura de sustancialmente toda la placa, preferiblemente toda la placa, a la temperatura de recalentamiento deseada, por ejemplo, colocando la placa en un horno durante un periodo de tiempo. La temperatura de recalentamiento específica que deberá usarse para cualquier composición de acero dentro del rango de la presente invención se puede determinar fácilmente por las personas expertas en la técnica, ya sea por experimento o por cálculo utilizando modelos adecuados. Adicionalmente, la temperatura del horno y el tiempo de recalentamiento necesaria para elevar la temperatura de sustancialmente toda la placa, preferiblemente toda la placa, a la temperatura de recalentamiento deseada se puede determinar fácilmente por una persona experta en la técnica haciendo referencia a las publicaciones en la industria estándar. Excepto por la temperatura de recalentamiento, la cual se aplica sustancialmente a toda la placa, las temperaturas subsecuentes mencionadas al describir el método de procesamiento de esta invención, son temperaturas medidas en la superficie del acero. La temperatura de la superficie del acero puede medirse utilizando un pirómetro óptico, por ejemplo, o por cualquier otro dispositivo adecuado para medir la temperatura de la superficie del acero. Las velocidades de enfriamiento mencionadas aquí son aquellas en el centro, o sustancialmente en el centro, del espesor de la placa; y a Temperatura de Detención de Temple (QST) es la más elevada, sustancialmente la más elevada, temperatura alcanzada en la superficie de la placa, después de que el templado se detiene, debido por el calor transmitido del espesor medio de la placa. Por ejemplo, durante el procesamiento de calentamientos experimentales de una composición de acero de acuerdo con esta invención, un termopar se coloca en el centro, o sustancialmente en el centro, del espesor de la placa de acero para una medición de temperatura central, mientras que la temperatura de la superficie se mide utilizando un pirómetro óptico. Una correlación entre la temperatura central y la temperatura de la superficie se desarrollan para utilizarse durante el procesamiento subsecuente de la misma composición de acero, o sustancialmente la misma, de tal manera que la temperatura central puede determinarse por medio de una medición directa de la temperatura de la superficie. También, la temperatura requerida y la velocidad de flujo del fluido de enfriamiento para lograr la velocidad de enfriamiento acelerada deseada puede determinarse por aquellas personas expertas en la técnica haciendo referencia a publicaciones de la industria estándar . Para cualquier composición de acero dentro del rango de la presente invención, la temperatura que define el límite entre el rango de recristalización y el rango de no recristalización, la temperatura de Tnr, depende de a química del acero, particularmente la concentración de carbón y la concentración de niobio, en la temperatura de recalentamiento antes de la laminación, y en la cantidad de reducción dada en las pasadas de laminación. Las personas expertas en la técnica pueden determinar esta temperatura para un acero particular de acuerdo con esta invención ya sea por experimento o por modelo de cálculo. De igual manera, las temperaturas de transformación Ari, Ar3 y ¿ mencionadas aquí pueden determinarse por personas expertas en la técnicas para cualquier acero de acuerdo con esta invención ya sea por .. sa-k fe -.^^^ ^-^ experimento o modelo de cálculo. La práctica TMCP de este modo descrita lleva a un alto valor de Sv. Adicionalmente, con referencia nuevamente ala Figura 2B, la microestructura de micro-laminado producida durante la maduración adicionalmente incrementa al área interfacial proporcionando numerosas interfaces 29 de alto ángulo, entre los listones 28 de predominantemente las capas 30 de película bainita inferior o martensita y la austenita. Esta configuración microlaminada como se ilustra esquemáticamente en la Figura 2B, puede comparase a la estructura de listón de bainita/martensita convencional sin las capas de película de austenita de interlistón, como se ilustra en la Figura 2A la estructura convencional esquemáticamente ilustrada en al Figura 2A se caracteriza por los limites 20 de ángulo bajo (es decir limites que efectivamente se comportan como limites de grano de ángulo bajo (vea Glosario)), por ejemplo, entre listones 22 de predominantemente bainita inferior y martensita; y de está manera, una vez que la fractura 24 una quebradura de hendidura se inicia, esto puede propagarse a través de los limites 20 de listón con un pequeño cambio de dirección. En contraste, la microestructura laminada en los aceros de la presente invención, como se ilustra por la Figura 2B, deja tortuosidad significante en la trayectoria de la fractura. Esto es debido a una quebradura 26 que se inicializa e el listón 28, por ejemplo de bainita inferior o de martensita por ejemplo, se inclinará a las superficies de cambio, es decir las direcciones de cambio, en cada interfase 29 de ángulo elevado con capas 30 de película de austenita debido a la orientación diferente de las superficies de hendidura y deslizamiento en los constituyentes de bainita y martensita y la fase de austenita. Adicionalmente, las capas 30 de película de austenita proporcionan despunte de una quebradura' 26 surgida que resulta en la absorción de energía adicional antes de que la quebradura 26 se propague a través de las capa de película 30 de austenita. El despunte ocurre por diversas razones. Primer, la FCC (como se define en la presente) de austenita no muestra comportamiento DBTT y el proceso cortante resta del único mecanismo de extensión de quebradura. Segundo, cuando la carga/tensión excede un cierto valor mayor en la punta de la quebradura, la austenita metastable puede surgir una transformación inducida de tensión o fuerza inducida o la martensita que deja la Plasticidad Inducida de TRansformación (TRIP) . La TRIP puede dejar absorción de energía significante y menor la intensidad de tensión de punta de quebradura. Finalmente, el listón de martensita que se forma del proceso TRIP tendrá una orientación diferente de la superficie de hendidura y deslizamiento que aquellos constituyentes de bainita preexistente o listón de martensita hace la trayectoria de -fea .^ ^?^áAá^^ quebradura más tortuosa. Como se ilustra por la figura 2B, el resultado total es que la resistencia d propagación de quebradura es significativamente alcanzada en la microestructura mocro-laminada . Las interfases de bainita/austenita o martensita/austenita de los aceros de acuerdo a la presente invención tiene excelente resistencia de unión interfacial y esta deflexión de fuerzas de quebradura es mayor que la desunión interfacial. El listón de martensita de grano fino y la bainita inferior de grano fino ocurre como paquetes con límites de alto ángulo entre los paquetes. Varios paquetes se forman dentro de un círculo. Esto provee un grado adicional de refinamiento estructural que lleva a una tortuosidad mejorada para la propagación de la fisura 12 a través de la segunda fase 16 dentro del círculo. Esto lleva a un incremento sustancial en Sv y consecuentemente lleva a bajar la DBTT. Aunque los enfoques microestructurales descritos anteriormente son útiles para disminuir la DBTT en la plancha de acero de base, no son totalmente efectivos para mantener la DBTT suficientemente baja en la regiones de grano grueso de la HAZ de soldadura. De este modo, la presente invención proporciona un método para mantener la DBTT suficientemente baja en las regiones de grano grueso de la HAZ de soldadura utilizando efectos intrínsecos de elementos de aleación como se describirá más adelante. Los aceros a temperatura criogénica ferrítica más importantes están basados en un retículo cristalino cúbico de cuero centrado (BCC) . En tanto el sistema de cristal ofrece el potencial para proporcionar altas resistencias a bajo costo, sufre de la gran transición de un comportamiento de fractura quebradiza dúctil a quebradiza a medida que la temperatura disminuye. Esto se puede atribuir fundamental á la fuerte sensibilidad del esfuerzo cortante resuelto crítico (CRSS) (definido aquí) a una temperatura en los sistemas BCC en donde el CRSS aumenta ampliamente con una disminución en la temperatura con esto haciendo los procesos de corte y consecuentemente la fractura dúctil más difícil. Por otro lado, los esfuerzos críticos para los procesos de fractura quebradiza como la transcristalinidad es menos sensible a la temperatura. Por lo tanto, a medida que se desciende la temperatura, la transcristalinidad se favorece del modo de fractura, llevando al inicio de una fractura quebradiza de baja energía. El CRSS es una propiedad intrínseca del acero y es sensible a la facilidad con la cual las dislocaciones pueden deslizarse en cruzado al existir una deformación; esto es, un acero en cuyo deslizamiento cruzado es más fácil, también tendrá un bajo CRSS y por lo tanto una baja DBTT. Ciertos estabilizadores cúbicos de cara centrada (FCC) tal como el Níquel se conoce que promueven el deslizamiento ? ümmi ®¡3¿¡. cruzado, mientras que elementos de aleación estabilizadores BCC tales como Si, Al, Mo, Nb y V desalientan el deslizamiento cruzado. En la presente invención, el contenido de elementos de aleación FCC, tal como Ni, se optimiza preferiblemente, tomando en cuenta las consideraciones de costo y los efectos benéficos para disminuir la DBTT, con una aleación de Ni de preferiblemente por lo menos aproximadamente 1.0% en peso y más preferiblemente por lo' menos aproximadamente 1.5% en peso; y el contenido de elementos de aleación de estabilización de BCC en el acero sustancialmente se minimiza. Como resultado de tenacidad microestructural e intrínseca que resulta de la combinación única de química y procesamiento para aceros de acuerdo con esta invención, los aceros tienen una tenacidad a temperatura criogénica excelente tanto en la placa de fondo como en la HAZ después de la soldadura. Las DBTT tanto en la placa de fondo como la HAZ después de la soldadura de estos aceros es menor que aproximadamente -73°C (-100°F) y puede ser más baja de aproximadamente -107°C (-160°F) . (2) Resistencia a la tensión Mayor de 830 MPa (120 ksi) y Uniformidad en el Espesor de Microestructura y Propiedades La resistencia de la estructura micro-laminada se determina principalmente por el contenido de carbón de listón de martensita y la bainita inferior. En los aceros de baja **1Ktlt?MSa*~?l&?Bh&MB i?^fr* aleación de la presente invención se lleva a cabo la maduración de austenita para producir un contenido de austenita en la plancha de acero de preferentemente aproximadamente 25% en volumen hasta aproximadamente 10% en volumen, mas preferentemente al menos aproximadamente 5% en volumen. Las adiciones de Ni y Mn de aproximadamente 1.0% en peso hasta aproximadamente 3.0% en peso y de aproximadamente 0.5% en peso hasta aproximadamente 2.5% en peso' respectivamente, se prefieren especialmente para proporcionar fracción de volumen deseado de austenita y el retardo en el comienzo de bainita para la maduración de austenita. Las adiciones de cobre de preferentemente aproximadamente 0.1% en peso hasta aproximadamente 1.0% en peso también contribuyen a la estabilización de la austenita durante la maduración de austenita . En la presente invención, la resistencia deseada se obtiene a un contenido de carbono relativamente bajo con las ventajas concomitantes de soldadura y excelente tenacidad, el acero ordinario y la (HAZ) . Un mínimo de aproximadamente 0.04% en peso C se prefiere en la aleación total para lograr una fuerza de tensión más grande que 830 MPa (129 ksi) . Mientras que los elementos de aleación, diferentes al C, en aceros de acuerdo con esta invención es inconsecuencial sustancialmente con respecto a la resistencia máxima obtenible en el acero, estos elementos son deseables, para proporcionar la uniformidad en espesor requerida de la microestructura y la resistencia para espesores de lámina de más de aproximadamente 2.5 cm (1 pulgada) y para un rango de velocidades de enfriamiento deseados para la flexibilidad de procesamiento. Esto es importante ya que la velocidad de enfriamiento actual en la sección media de una lámina gruesa es más baja que aquella en la superficie. La microestructura de la superficie y el centro de este modo puede ser muy diferente a menos de que el acero sea diseñado para eliminar su sensibilidad a la diferencia en la velocidad de enfriamiento entre la superficie y el centro de la lámina. En este respecto, las adiciones de Mn y Mo de aleaciones, y especialmente las adiciones combinadas de Mo y B, son particularmente efectivas. En la presente invención, estas adiciones se optimizan por dureza, soldabilidad, baja DBTT y consideraciones de costo. Como se mencionó previamente en esta especificación, desde el punto de vista de disminuir la DBTT, es esencial que las adiciones de aleación de BCC totales de mantengan a un mínimo. Los objetivos y rangos de química preferidos se establecen para cumplir con estos y otros requerimientos de esta invención. (3) Soldabilidad Superior para una Soldadura de Baja Admisión de Calor Los aceros de esta invención están diseñados para una soldabilidad superior. La cuestión más importante, especialmente con una soldadura de baja emisión de calor, es el fisuramiento en frío o el fisuramiento de hidrógeno en la HAZ de grano grueso. Se ha encontrado que para aceros de la presente invención la susceptibilidad al fisuramiento en frío es críticamente afectada por el contenido de carbón y el tipo de microestructura en la HAZ, no por la dureza y el equivalente de carbón, que han sido considerados como los parámetros críticos en la técnica. Para poder evitar el fisuramiento en frío cuando el acero se va a soldar bajo condiciones de soldadura de bajo pre-calentamiento o ningún precalentamiento (menor de aproximadamente 100°C (212°F)), el límite superior preferido para la adición de carbón es de aproximadamente 0.1% en peso. Como se usa aquí, sin limitar esta invención en ningún aspecto, "soldadura de baja emisión de calor" significa soldar con energías de arco de hasta aproximadamente 2.5 kilojoules por milímetro (kJ/mm) (7.6 kJ/pulgadas ) . Las microestructuras de listón de martensitaautotempladas o de bamita más baja ofrecen resistencia superior al fisuramiento en frío. Otros elementos de aleación en los aceros de esta invención se equilibran cuidadosamente, se conmensuran con los requerimientos de dureza y resistencia, para asegurar la formación de estas microestructuras deseables en la HAZ de grano grueso. Papel de los Elementos de Aleación en la Placa de Acero El papel de los diferentes elementos de aleación y de los límites preferidos de sus concentraciones para la presente invención se proporcionan más abajo: Carbón (C) es uno de los elementos que proporcionan resistencia más efectivos en el acero. También se combina con los forzadores de carburo fuerte en el acero tal como Ti, Nb y V para proveer la inhibición del crecimiento de grano y el refuerzo de la precipitación. El carbón también mejora la dureza, es decir, la habilidad de formar microestructuras más fuertes y más duras en el acero durante el enfriamiento. Si el contenido de carbón es de menos de aproximadamente 0.04% por peso generalmente no es suficiente para inducir el refuerzo deseado, de igual modo, mayor que 830 MPa (120 ksi) de resistencia a la tensión en el acero. Si el contenido de carbón es mayor que aproximadamente 0.12% por peso, generalmente, el acero es susceptible a un fisuramiento en f río durante la soldadura y la tenacidad se reduce en la plancha de acero y su HAZ al soldar. El contenido de carbón en el rango de aproximadamente 0.04% en peso a aproximadamente 0.12% en peso se prefiere para producir la microestructura en la HAZ deseada, de igual modo, bainita más baja y listón de martensitaautotemplada . Aún más preferiblemente, el límite superior para el contenido de carbón es aproximadamente 0.07% en peso. Manganeso (Mn) es un reforzador de matriz en aceros y también contribuye fuertemente a la dureza. Una cantidad mínima de 0.5% en peso de Mn se prefiere para lograr la elevada resistencia deseada en los espesores de lámina que exceden aproximadamente 2.5 cm (1 pulgada), y un mínimo de 5 por lo menos aproximadamente 1.0% en peso de Mn es aún más preferido. Sin embargo, demasiado Mn puede ser dañino para la tenacidad, de tal manera que un límite superior de aproximadamente 2.5% en peso de Mn se prefiere en la presnte invención. Este límite superior también se prefiere para sustancialmente minimizar la segregación de línea central que tiende a ocurrir en aceros colados continuados y con alto contenido de Mn y la concurrente no uniformidad en el espesor en la microestructura y sus propiedades. Más preferiblemente, el límite superior para el contenido de Mn es aproximadamente 1.8% en peso. Si el contenido de níquel se incrementa por encima de aproximadamente 3% en peso, la elevada resistencia deseada puede lograrse s n la adición de manganeso. Por lo tanto, en un sentido amplio, se prefiere hasta aproximadamente 2.5% en peso de manganeso. 20 Silicio (Si) se adiciona al acero para propósitos de desoxidación y un mínimo de aproximadamente 0.01% en peso se prefiere para este propósito. Sin embargo, Si es un estabilizador de BCC fuerte y de este modo eleva la DBTT y también tiene un efecto adverso en la tenacidad. Para estas razones, cuando se adiciona Si, un límite superior de aproximadamente 0.5% en peso de Si se prefiere. Más preferiblemente, el límite superior para el contenido de Si es aproximadamente 0.1% en peso. El silicio no siempre es necesario para la desoxidación ya que el aluminio o titanio pueden realizar la misma función. Niobio (Nb) se adiciona para promover el refinamiento de grano de la microestructura laminada del acero, que mejora tanto la resistencia y la tenacidad. La precipitación de carburo de niobio durante la laminación en caliente sirve para reparar la recristalización e inhibir el crecimiento de grano, por lo que proporciona un medio de refinamiento de grano de austenita. Por estas razones, por lo menos aproximadamente 0.02% en peso de Nb se prefiere. Sin embargo, Nb es un estabilizador de BCC fuerte y de este modo eleva la DBTT. Demasiado Nb puede ser dañino para la soldabilidad y la tenacidad en la HAZ, de modo que el máximo de aproximadamente 0.1% en peso se prefiere. Más preferiblemente, el límite superior para el contenido de Nb es aproximadamente 0.05% en peso. Titanio (Ti) cuando se adiciona en una pequeña cantidad, es efectivo para formar partículas de nitruro de titanio (TiN) fina-s las cuales refinan el tamaño de grano tanto en la estructura laminada coo en el acero de la HAZ. Así, la tenacidad del acero se mejora. Ti se agrega en tal cantidad que la relación de peso de Ti/N es preferiblemente de aproximadamente 3.4. Ti es un estabilizador de BCC fuerte y de este modo eleva la DBTT Ti en exceso tiende a deteriorar la tenacidad del acero formando partículas de carburo de TiN o Ti más gruesa. Un contenido de Ti por debajo de 0.008% en 5 peso generalmente no puede proporcionar un tamaño de grano suficientemente fino o enlazar el N en el acero como TiN mientras que más de aproximadamente 0.03% en peso puede provocar la deteriorización en la tenacidad. Más preferiblemente, el acero contiene por lo menos aproximadamente 0.01% en peso de Ti y no más de aproximadamente de 0.02% en peso de Ti. Aluminio (Al) se agrega a los aceros de esta invención para propósitos de desoxidación. Por lo menos aproximadamente 0.001% en peso de Al se prefiere para este propósito, y por lo menos aproximadamente 0.005% en peso de Al es mucho más preferido. El aluminio enlaza el nitrógeno disuelto en la HAZ. Sin embargo, Al es un estabilizador de BCC fuerte y de este modo eleva la DBTT. Si el contenido de Al es demasiado alto, es decir, aproximadamente 0.05% en peso, existe una tendencia para formar inclusiones de tipo óxido de aluminio (A1203) , que tienden a ser dañinos para la tenacidad del acero y su HAZ. Aún más preferiblemente, el límite superior para el contenido de Al es de aproximadamente 0.03% en peso. 25 Molibdeno (Mo) incrementa la dureza del acero al templado directo, especialmente en combinación con boro y niobio. Mo es también deseable para provocar fisuramiento. por estas razones, al menos aproximadamente 0.1 % en peso de Mo es preferido, y por lo menos 0.2 % en peso de Mo es aún mas preferido. Sin embargo, Mo es un estabilizador BCC resistente y de esta manera eleva la DBTT. El Mo excesivo ayuda a provocar el quebramiento al frío en la soldadura y también tiende deteriorar la dureza del acero y HAZ, así un' máximo de aproximadamente un 0.8 % en peso es preferido y un máximo de aproximadamente 0.4 % en peso de Mo es más preferido . Cromo (Cr) tiende a limitar la dureza del acero al enfriarlo directamente. En pequeñas adiciones, el Cr deja estabilización de austenita. Cr también mejora la resistencia a la corrosión y la resistencia al fisuramiento inducido por el hidrógeno (HIC) . Similar a Mo, el Cr excesivo tiende a provocar fisuramiento en frío en soldaduras, y tiende a deteriorar la tenacidad del acero y su HAZ, de modo que cuando se agrega Cr, un máximo de aproximadamente 1.0% en peso de Cr se prefiere. Más preferiblemente, cuando Cr se adiciona, el contenido de Cr es de aproximadamente 0.2% en peso a aproximadamente 0.6% en peso. Níquel (Ni) es una adición de aleación importante a los aceros de la presente invención para obtener la DBTT deseada, especialmente en la HAZ. Es uno de los estabilizadores FCC más fuertes en el acero. La adición de Ni al acero mejora el deslizamiento cruzado y con esto disminuye la DBTT. Aunque no al mismo grado que las adiciones de Mn y Mo, la adición de Ni al acero también promueve la dureza y 5 por lo tanto la uniformidad del espesor en microestructura y las propiedades, tales como tensión y resistencia, en los cortes gruesos. Para lograr la DBTT deseada en la HAZ de soldadura, el contenido de Ni mínimo contiene preferiblemente aproximadamente 1.0% en peso, más preferiblemente aproximadamente 1.5% en peso. Ya que Ni es un elemento de aleación costoso, el contenido de Ni del acero es preferiblemente menor que aproximadamente 3.0% en peso, más preferiblemente menor que aproximadamente 2.5% en peso, más preferiblemente menos de aproximadamente 2.0% en peso y aún más preferiblemente menor de aproximadamente 1.8% en peso para sustancialmente minimizar el costo del acero. Cobre (Cu) es un estabilizador que permite la adición para estabilizar austenita para producir microestructura micro-laminada. Preferiblemente menos de aproximadamente 0.1 % en peso, más preferiblemente menos de aproximadamente 0.2 % en peso de Cu se agrega a este propósito. Cu es también un estabilizador FCC en acero y puede contribuir a la reducción de DBTT en pequeñas cantidades. Cu es también benéfico para la corrosión y la resistencia HIC. A altas cantidades, el Cu induce un * £ * &tsu?tsg& M endurecimiento de precipitación excesivo por medio de precipitados de cobre-e. Esta precipitación, si no se controla adecuadamente puede bajar la tenacidad y elevar la DBTT tanto en la placa de fondo y la HAZ. Un contenido de Cu más alto puede causar un resquebrajamiento durante el colado de la placa y de laminado en caliente, requiriendo coadiciones de Ni para la mitigación. Por las razones anteriores, cuando se adiciona cobre a los aceros de esta invención un límite superior de aproximadamente 1.0% en peso de Cu se prefiere, y aún más preferido es un límite superior de aproximadamente 0.5% de peso de Cu. Boro (B) en pequeñas cantidades puede ampliamente incrementar la dureza del acero y promover la formación de microestructuras de acero en el listón de martensita, bainita más baja y ferrita suprimiendo la formación de la bainita superior, tanto en la placa de fondo y la HAZ de grano grueso. Generalmente, por lo menos aproximadamente 0.0004% B es necesario para este propósito. Cuando se adiciona boro a los aceros de esta invención, se prefiere de aproximadamente 0.0006% en peso a aproximadamente 0.0020% en peso, y límite superior de aproximadamente 0.0010% en peso es aún más preferido. Sin embargo, el boro puede no ser una adición requerida si otra aleación en el acero proporciona una dureza adecuada y la microestructura deseada. (4) Composición de Acero Preferida Cuando se Requiere un ?e:^^^^s^ms^íí,-i.,^^ft¿^i^^MSií? Tratamiento de Calor Post-Soldadura (PWHT) . El PWHT normalmente se lleva a cabo a altas temperaturas, por ejemplo, mayores de aproximadamente 540°C (1000°F). La exposición térmica del PWHT puede llevar a una 5 pérdida de resistencia en la placa de fondo al igual que en la HAZ de soldadura debida al emblandecimiento de la microestructura asociada con la recuperación de la subestructura (es decir, pérdida de los beneficios dé procesamiento) y el engrosamiento de las partículas de cementita. Para solucionar esto, la química de acero base como se describe anteriormente, preferiblemente se modifica por adición de una pequeña cantidad de vanadio. El vanadio se agrega para proporcionar un refuerzo de precipitación formando finas partículas de carburo de vanadio (VC) en el acero de base y la HAZ después de PWHT. Este refuerzo está diseñado para poner fuera de lugar sustancialmente la pérdida de resistencia después del PWHT. Sin embargo, un refuerzo de VC excesivo debe evitarse ya que puede degradar la tenacidad y elevar la DBTT tanto en la placa de fondo como en su HAZ. 20 En la presente invención, un límite superior de aproximadamente 0.1% en peso se prefiere para V por estas razones. El límite inferior es preferiblemente de aproximadamente 0.02% en peso. Más preferiblemente aproximadamente 0.03% en peso a aproximadamente 0.05% en peso de V se adiciona al acero.

Esta combinación de alargamiento de propiedades en los aceros de la presente invención proporciona una tecnología permisible de bajo costo para ciertas operaciones de temperatura criogénica por ejemplo, almacenamiento y transporte de gas natural a bajas temperaturas. Estos nuevos aceros pueden proporcionar ahorro de costo de material significativo para aplicaciones a temperatura criogénica sobre los aceros comerciales actuales de punta, que generalmente requieren mucho más contenido de níquel (hasta aproximadamente 9% en peso) y tienen resistencia mucho más baja (menos de aproximadamente 830 MPa (120 ksi)). La química y el diseño de microestructura se usan para bajar la DBTT y proveer propiedades mecánicas uniformes en el espesor para cortes de espesor que exceden de aproximadamente 2.5 cm (1 pulgada) . Estos aceros nuevos preferiblemente tienen un contenido de níquel más bajo de aproximadamente 3% en peso, una resistencia a la tensión de más de 830 MPa (120 ksi), preferiblemente más de aproximadamente 860 MPa (125 ksi), y más preferiblemente mayor de aproximadamente mayor de aproximadamente 900 MPa (130 ksi), temperaturas de transición de dúctil a quebradiza (DBTT) por debajo de aproximadamente -73°C (-100°F) y ofrecen una tenacidad excelente a una DBTT. Estos aceros nuevos pueden tener una resistencia a la tensión de más de aproximadamente 930 MPa (135 ksi), o mayores que aproximadamente 965 MPa (140 ksi) o mayores que aproximadamente 1000 MPa (145 ksi). El contenido de níquel de este acero puede incrementarse por encima de aproximadamente 3% en peso si se desea para mejorar el rendimiento después de la soldadura. Cada adición de 1% en peso de níquel se espera que disminuya la DBTT del acero por aproximadamente 10°C (18°F) . El contenido de níquel es preferiblemente menor que 9% en peso, más preferiblemente aproximadamente 6% en peso. El contenido de níquel preferiblemente se minimiza para poder minimizar el costo del acero. Mientras que la invención anterior ha sido descrita en términos de una o más modalidades preferidas, se deberá entender que otras modificaciones pueden hacerse sin apartarse del alcance de la invención, el cual se establece en las siguientes reivindicaciones.

Glosario de términos: Temperatura de transformación la temperatura la cual comienza AC].: la austenita a formarse durante el calentamiento; Temperatura de transformación la temperatura la cual la Ac3: transformación de ferrita a austenita se completa durante el calentamiento; A1203: óxido de aluminio; temperatura de transformación la temperatura la cual la Ar3: austenita empieza a transformarse a ferrita durante el enfriamiento; BCC: cúbico de cuerpo centrado; velocidad de enfriamiento: velocidad de enfriamiento en el centro o sustancialmente en el centro, del espesor de la lámina ; CRSS (fuerza cortante resulta una propiedad intrínseca de un crítica) : acero, sensible a la facilidad con la cual pueden deslizarse en cruzado las dislocaciones durante las deformaciones, esto es un acero en el cual es más fácil el desplazamiento cruzado también tendrá un CRSS bajo y de este modo una DBTT baja; temperatura criogénica: cualquier temperatura por debajo de aproximadamente -40°C (-40°F) ; DBTT (Temperatura de delinea los dos regímenes de Transición de Dúctil a fractura en aceros Frágil): estructurales; a temperaturas por debajo de DBTT, la falla tiende a ocurrir por una fractura de endidura (quebradiza) de baja energía, mientras que a temperaturas por encima de DBTT, la falla tiende a ocurrir por una fractura dúctil de elevada energía; límite de grano de ángulo un límite de grano que separa inferior: dos granos adyacentes cuyas orientaciones cristalográficas difieren de por lo menos aproximadamente 8o; soldadura de entrada de bajo soldadura con energías de arco calor: de hasta aproximadamente 2.5 kJ/mm (7.6 kJ/pulgadas ) ; MA: martensita-austenita; temperatura de transformación la temperatura a la cual la Ms: transformación de la austenita a la martensita inicia durante el enfriamiento; predominantemente: como se usa al describir la presente invención, significa por lo menos aproximadamente 50 por ciento en volumen; tamaño de grano de austenita tamaño de grano de austenita anterior: promedio en la plancha de acero laminada en caliente antes de la laminación en el rango de temperatura en el cual la austenita no se recristaliza; templado: como se usa para describir la presente invención, el enfriamiento acelerado por cualquier medio en donde un fluido seleccionado por su tendencia para incrementar la velocidad de enfriamiento del acero se utiliza, en oposición al enfriamiento por aire; Temperatura de Detención de la temperatura más elevada, o Temple (QST) : sustancialmente más elevada, alcanzada en la superficie de la lámina, después de que el templado se detiene, debido al calor transmitido del espesor medio de la lámina; placa : una pieza de acero que tiene cualquier dimensión; Sv: área interfacial total de los límites de alto ángulo por volumen de unidad en una plancha de acero; resistencia a la tensión: en una prueba de tracción, la proporción de carga máxima en cuanto al área de corte transversal original; TiC: carburo de titanio TiN: nitruro de titanio; temperatura de Tnr la temperatura por debajo de la cual la austenita no se recristaliza; y TMCP procesamiento de laminación controlado termomecánico .

Claims (22)

1. REIVINDICACIONES 1. Un método para preparar una plancha de acero que tiene una micro-estructura micro-laminada que comprende aproximadamente 2% en volumen, hasta aproximadamente 10% en volumen de capas de película de austenita y aproximadamente 90% en volumen hasta aproximadamente 98% en volumen de listones de predominantemente martensita finamente granulada y bainita inferior finamente granulada, el método comprende las etapas de: (a) calentar la placa de acero a una temperatura de recalentamiento suficientemente elevada para (i) sustancialmente homogeneizar la placa de acero, (ii) disolver sustancialmente todos los carburos y carbonitruros de niobio y vanadio en la placa de acero y, (iii) estabilizar los granos de austenita iniciales finos en la placa de acero; (b) reducir la placa de acero para formar una plancha de acero en uno o más pasos de laminación en caliente en un primer rango de temperatura en el cual se recristaliza la austenita; (c) reducir adicionalmente uno o más pasos de laminación de calor en un segundo rango de temperatura por debajo de la temperatura Tnr y por encima de aproximadamente la temperatura de transformación Ar¡; (d) el templado de la placa de acero a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo aproximadamente 40°C por segundo ( 18°F/segundos-72° F/segundos ) hasta una temperatura de suspensión de templado abajo de aproximadamente la temperatura de transformación Ms mas 100°C (180°C) y arriba de aproximadamente la temperatura de transformación Ms; y (e) detener el templado así como la transformación de facilidad de la placa de acero a una microestructura microlaminar de aproximadamente 2 % en volumen á aproximadamente 10 % en volumen de películas de capa de austenita y aproximadamente 90 % en volumen a aproximadamente listones de 98 % en volumen de martensita predominantemente de grano fino y bainita inferir de grano fino.
2. 2. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la temperatura de recalentamiento de la etapa (a) se encuentra entre 955°C y aproximadamente 1065°C (1750°F-1950°F) .
3. 3. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque los granos de austenita inicia fina de la etapa (a) tienen un tamaño de grano de menos de aproximadamente 120 mieras.
4. 4. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque una reducción en espesor de la placa de acero de aproximadamente 30% a aproximadamente 70% ocurre en la etapa (b) .
5. 5. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque una reducción en espesor de la plancha de acero de aproximadamente 40% a aproximadamente 80% ocurre en la etapa (c) .
6. 6. El método de la reivindicación 1, adicionalmente comprende la etapa de permitir que la placa de acero enfríe por aire a temperatura ambiente desde la Temperatura de Suspensión de Temple.
7. 7. El método de la reivindicación 1 que comprende' adicionalmente la etapa de mantener la plancha de acero sustancialmente isotérmicamente a la Temperatura de Suspensión de Temple por hasta aproximadamente 5 minutos.
8. 8. El método de la reivindicación 1 que comprende adicionalmente la etapa de enfriar lentamente la plancha de acero a la Temperatura de Suspensión de Temple a una velocidad inferior que la de aproximadamente 1.0°C por segundo ( 1.8°F/segundos) por hasta aproximadamente 5 minutos.
9. 9. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la placa de acero de la etapa (a) comprende hierro y los siguientes elementos de aleación en los porcentajes en peso indicados: aproximadamente 0.4 % a aproximadamente 0.12 de C, menos de aproximadamente 1 % de Ni, aproximadamente 0.1 % a aproximadamente 1.0 % de Cu aproximadamente 0.1 % a aproximadamente 0.8 % de Mo aproximadamente 0.02 % a aproximadamente 0.1 % de Nb aproximadamente 0.008 % a aproximadamente 0.03 % de Ti aproximadamente 0.001 % a aproximadamente 0.05 % de Al, y aproximadamente 0.002 % a aproximadamente 0.005 % de N
10. 10. El método de conformidad con la reivindicación 9, caracterizado porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 3% en peso de Ni.
11. 11. El método de la reivindicación 9, caracterizado porque la plancha de acero comprende menos de aproximadamente 3% en peso de Ni y adicionalmente comprende aproximadamente 0.5% en peso hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn .
12. 12. El método de la reivindicación 9, caracterizado porque la placa de acero comprende adicionalmente al menos un aditivo seleccionado de 1 grupo que consiste de (i) hasta aproximadamente 1.0% en peso Cr, (ii) hasta aproximadamente 0.5% en peso Si, (iii) aproximadamente 0.02% en peso hasta aproximadamente 0.10% en peso B, y (iv) hasta aproximadamente 2.5% en peso Mn .
13. 13. El método de la reivindicación 9, caracterizado porque la placa de acero comprende adicionalmente aproximadamente 0.0004% en peso hasta aproximadamente 0.0020% en peso B.
14. 14. El método de la reivindicación 1, caracterizado porque, después de la etapa (e) , la plancha de acero tiene una (DBTT) inferior a aproximadamente -73°C (-100°F) en la plancha común y su (HAZ) y tiene una resistencia a la tensión más grande que 830 MPa (120 ksi) .
15. 15. Una plancha de acero de fase dual que tiene una microestructura que comprende aproximadamente 10% en volumen de capas de película de austenita y aproximadamente 90 % en volumen a aproximadamente 98% en volumen de listones de martensita de grano fino y bainita inferior de grano fino, y que tiene una resistencia a la tensión mayor que 830 MPa (120 ksi) y teniendo una DBTT de menos de aproximadamente -73°C (-100°F) tanto en la plancha de acero como en su HAZ, y en donde la plancha de acero se produce de una placa de acero recalentada que comprende hierro y los siguientes elementos de aleación en los porcentajes de peso indicados: de aproximadamente 0.04% a aproximadamente 0.12% C, por lo menos aproximadamente 1% de Ni, aproximadamente 0.01% a aproximadamente 1.0% de Cu, aproximadamente 0.1% a aproximadamente 0.8% de Mo, aproximadamente 0.02% a aproximadamente 0.1% de Nb, aproximadamente 0.008% a aproximadamente 0.03% de Ti, aproximadamente 0.001% a aproximadamente 0.05% de Al, y aproximadamente 0.002% a aproximadamente 0.005% de N
16. 16. La plancha de acero de conformidad con la reivindicación 15, caracterizada porque la placa comprende menos de aproximadamente 6% en peso de Ni.
17. 17. La plancha de acero de conformidad con la reivindicación 3, caracterizada porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 3% en peso de Ni y 5 adicionalmente comprende aproximadamente 0.5% en peso a aproximadamente 2.5% en peso de Mn .
18. 18. La plancha de acero de conformidad con la reivindicación 15, caracterizada porque comprende adicionalmente por lo menos un aditivo seleccionado del grupo 10 que consiste de (i) hasta aproximadamente 1.0% en peso Cr, (ii) hasta aproximadamente 0.5% en peso de Si, (iii) hasta aproximadamente 0.02% a aproximadamente 0.10% en pes de V, y (iv) hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn
19. 19. La plancha de acero de conformidad con la 15 reivindicación 15, caracterizada porque comprende adicionalmente aproximadamente 0.0004% en peso a aproximadamente 0.0020% en peso de B.
20. 20. La plancha de acero de conformidad con la reivindicación 15, caracterizada porque la microestructura se 20 optimiza para sustancialmente maximizar la tortuosidad de trayectoria de fisura mediante un procesamiento de laminación congelado termomecánico que provee una pluralidad de interfases de alto ángulo entre la primera fase y esencialmente ferrita y la segunda fase de listón de 25 martensita de grano fino predominantemente, bainita más baja ifaaafe«&3g^ ^s7,.^ de grano fino, o mezclas de éstas.
21. 21. Un método para mejorar la resistencia de propagación de fisura de una plancha de acero que comprende procesar la plancha de acero para producir una microestuctura micro-laminar que comprende aproximadamente 2% en volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película de austeita y aproximadamente 90% en volumen a aproximadamente 98% en volumen de listón de martensita de grano fino' predominantemente, bainita más baja de grano fino, la microestructura micro-laminada se optimiza para sustancialmente maximizar la tortuosidad de la trayectoria de la fisura mediante un procesamiento de laminación controlado termomecánico que proporciona una pluralidad de interfases de alto ángulo entre la primera fase de ferrita esencialmente y la segunda fase de listón de martensita de grano fino predominantemente, bainita más baja de grano fino o mezclas de éstas.
22. 22. El método de conformidad con la reivindicación 21, caracterizado porque la resistencia a la propagación de fisura de la placa de acero se mejora adicionalmente, y la resistencia de propagación de fisura de la HAZ de la plancha de acero cuando se suelda se mejora, adicionando por lo menos aproximadamente 1.0% en peso de Ni y por lo menos aproximadamente 0.1 % en volumen de Cu, y por sustancialemnte adición de minimización de elementos estabilizadores BCC