MXPA00005795A - Aceros de fase dual de resistencia ultra elevada con excelente tenacidad a la temperatura criogenica - Google Patents

Abstract

Un acero de fase dual de baja aleación que se puede soldar, de ultra elevada resistencia con excelente tenacidad a la temperatura criogénica en la placa de fondo y en la zona afectada por calor (HAZ) cuando se suelda, teniendo una resistencia a la tensión mayor de 830 MPa (120 Ksi) y una microestructura que comprende una fase ferrita (14) y una segunda fase de listón de martensita predominantemente y bainita más baja (1é) se prepara calentado una placa de acero que comprende hierro y porcentajes en peso especificados de algunos o todos los aditivos, carbón, manganeso, níquel, nitrógeno, cobre, cromo, molibdeno, silicio, niobio, vanadio, titanio, aluminio y boro;reduciendo la placa para formar la plancha en una o más fases en un rango de temperatura en donde se recristaliza la austenita;además reduciendo la plancha en uno o más pasos en un rango de temperatura por debajo de la temperatura de recristalización de austenita y por encima de la temperatura de transformación Ar3;terminar el laminado de la plancha entre la temperatura de transformación Ar3 v la temperatura de transformación Ar1;templar la plancha laminada terminada a una Temperatura de Detención de Temple (QST);y detener el templado.

Description

ACEROS DE FASE DUAL DE RESISTENCIA ULTRA ELEVADA CON EXCELENTE TENACIDAD A LA TEMPERATURA CRIOGÉNICA DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Esta invención está relacionada con planchas de acero de fase dual, de baja 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, esta invención está relacionada con un método para producir tales planchas de acero. Se definen en la siguiente especificación varios términos. Por conveniencia, se proporciona aqui 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 ba a 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. ? temperaturas por abajo de DBTT, la falla en el acero tiende a ocurrir mediante una fractura de endidura (quebradiza) de baja 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 niquel convencionalmente usados para aplicaciones estructura a temperatura criogénica, por ejemplo, aceros con contenidos de niquel de más de aproximadamente 3% por peso tienen DBTTs baja, pero también WrMrsa.--!^, 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 niquel 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 niquel 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 (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 5 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 dia generalmente no se consideran para 10 aplicaciones a temperatura criogénica. La DBTT elevada de la H?Z en estos aceros es generalmente debida a la formación de microestructuras indeseables que surgen de los sitios térmicos soldados en las HAZs intercritica recalentadas y de grano grueso, es decir, HAZs calentadas a una temperatura de 15 aproximadamente la temperatura de transformación Aci a aproximadamente la temperatura de transformación Ac3 (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 20 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 25 sectores de almacenamiento y transporte de energía para ^^^^..^^^^^¡^,.^.^^l |f- JiMiiiMiii?rtÉ- ^^^^^^^^^^^^^^ desarrollo de nuevos aceros que combinan las propiedades de tenacidad a baja temperatura de los aceros que contienen niquel 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 podria totalmente usarse. En algunas aplicaciones criticas, 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 *- ' -- 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 5 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 precio 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 baja de aproximadamente -73°C (-100°F) tanto en una placa de fondo como en la HAZ, para usarse en aplicaciones a temperatura criogénica comerciales . 15 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 (íii) 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 ^«.. rnilfTfflíi 11 ÍÍJ lililí I iñllílllilílll l lf III ffl— MMífr - ^^^^^^^^M^u»^^^ 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 fase dual, que comprende preferiblemente, aproximadamente 10% por volumen a aproximadamente 40% por peso de una fase de ferrita y aproximadamente 60% por volumen a 90% por volumen de una segunda fase de listón de martensita de grano fino predominantemente, bainita de grano fino más baja, o mezclas de estos. Como se usa al describir la presente invención, el templado hace referencia a un templado acelerado por cualquier medio en donde se use un fluido seleccionado por su tendencia a incrementar la velocidad de enfriamiento del acero, en oposición a enfriar por aire el acero a temperatura ambiente, en una modalidad de esta invención, la placa de .?i? r i?nWáfrrt£_jri? ^^^¿ &?M acero se enfria por aire a temperatura ambiente después de que se detiene el enfriado. 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 una ilustración esquemática de una trayectoria de fisura tortuosa en la estructura microcompuesta de fase dual de aceros de esta invención; la Figura 2A es una ilustración esquemática de un tamaño de grano de austenita en una placa de acero después de recalentarla de acuerdo con la presente invención; la Figura 2B 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 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 2C 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. ?l 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 produciendo una estructura de fase dual de grano ultrafino. Tal estructura microestructura de fase dual preferiblemente está compuesta de una fase de ferrita suave y una segunda fase fuerte de listón de martensita de grano fino predominantemente, bainita baja de grano fino o mezclas de estos. 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 detalle en esta especificación. La tenacidad microestructural resulta de lograr un tamaño de grano efectivo muy fino al igual que producir una dispersión muy fina de fase de resistencia, mientras que simultáneamente se reduce el tamaño de grano efectivo ("distancia de deslizamiento promedio") en la ferrita de fase suave. La dispersión de segunda fase se optimiza para sustancialmente maximizar la tortuosidad en la trayectoria de la fisura, con esto mejorando la resistencia de propagación de fisura en el acero microcompuesto . De acuerdo con lo anterior, se proporciona un método para preparar una plancha de acero de fase dual de <í.laid¿?i£*k¿-í.. - .wjc.-.--,.J..ai-i^.-.->.. 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 5 aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de predominantemente listón 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) 0 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 5 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 Tnr y por encima de 0 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 5 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) 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 ?l0% 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 ?r3 y Ari) . 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 50 por ciento en volumen. El resto de la microestructura de la segunda fase puede comprender una bainita más ba a de grano fino adicional, listón de martensita de grano fino adicional o ferrita. Más preferiblemente, la microestructura de la segunda fase comprende por lo menos aproximadamente 60 por ciento en volumen, aproximadamente 90 por ciento en volumen, bamita más baja de grano fino, listón de martensita de grano fino o mezclas de éstas. Aún más preferiblemente, la microestructura de la segunda fase comprende por lo menos aproximadamente 90 por ciento en volumen de bainita más baja de grano fino, listón de martensita de grano fino, o mezclas de éstas. 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 niobio (Nb) 0.02-0.1, mas preferiblemente 0.02-0.05 titanio (Ti) 0.008-0.03, mas preferiblemente 0.01-0.02 aluminio (Al) 0.001-0.05, mas preferiblemente 0.005-0.03 nitrógeno (N) 0.002-0.005, mas preferiblemente 0.002-0.003 5 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 molibdeno (Mo) a veces adiciona al acero, 10 preferiblemente arriba de aproximadamente 0.8% en peso, y más preferiblemente aproximadamente 0.1% en peso a aproximadamente 0.3% en peso. El silicio (Si a veces se adiciona al acero, preferiblemente hasta aproximadamente 0.5% en peso, más preferiblemente aproximadamente 0.01% en peso, a aproximadamente 0.5% en peso, y aún mas preferiblemente aproximadamente 0.05% en peso a aproximadamente 0.1% en peso. Cobre (Cu) preferrblemente en el rango de aproximadamente 0.1% en peso, a aproximadamente 1.0% en peso, más preferiblemente en el rango de aproximadamente 0.2% en peso, a aproximadamente 0.4% en peso, a veces se adiciona al acero . Boro (B) a veces se agrega al acero, preferiblemente hasta aproxrmadamente 0.0020% en peso, y más preferiblemente aproximadamente 0.0006% en peso a aproximadamente 0.0010% 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. 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 (O) es preferiblemente menor que aproximadamente 0.002% en peso . Proceso de la Placa de Acero (1) Disminución de la DBTT ^^i^^^^^^ 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 5 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 bajo. Un componente clave de esta tenacidad 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 dispersión de fase dual dentro de los 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 5 grano que separan dos granos cuyas orientaciones cristalográficas difieren de más de aproximadamente 8o. También, como se usa aquí, una "inferíase 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 sete modo, induce la tortuosidad en una trayectoria de fractura . La contribución del TMCP al área nterfacial total de los límites de alto ángulo por unidad de volumen, Sv, se define por la siguiente ecuación: Sv = -í1 + R+-] +0.63(r - 30) 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 20 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 reduccrón en espesor del acero debido a la laminación en caliente en el rango de temperatura en el cual la austenita no se recpstaliza . 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 practica TMCP comercial, el valor de R se fija para un espesor de lamina dado y el límite superior para el valor de r trpicamente es de 75. Los valores fijos dados para R y r, Sv solo 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 microaleacion de Ti-Nb en combinación con la practica TMCP optimizada. Para la misma cantidad total de reducción durante la laminación en caliente/deformación, un acero con un tamaño de grano de austenita micialmente mas fino promedio resultara en un tamaño de grano de austemta promedio terminado mas fino. Por lo tanto, en esta invención, la cantidad de adiciones de Ti-Nb se optimizan para una practica de bajo recalentamiento mientras que se produce la inhibición de crecimiento de grano de austenita deseado durante el TMCP. Haciendo referencia a la Figura 2A, una temperatura de recalentamiento relativamente baja, preferiblemente entre aproximadamente 955°C y aproximadamente 1065°C (1750°F- , ^ m ^i m m¡^ 1950°F), se utiliza para obtener inicialmente un tamaño D' de grano de austenita promedio de menos de aproximadamente 120 mieras en una placa 20' de acero recalentada antes de la deformación en caliente. El proceso de acuerdo con esta 5 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 Frgura 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 20" 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 callente en el rango de temperatura en la cual la austenita no se recpstaliza . 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 ^c&gtn •~.-s, . 2 ..^.¿,-i.. aa 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 20''' 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 mterfacial de los limrtes de alto ángulo, por ejemplo, 21 por unidad de volumen en la lámina 20''' de acero, como se podrá entender por aquellos expertos en la técnica. La laminación de terminado en el rango de temperatura mtercrítico también induce "la formación de círculo" en la ferrita que se forman de la descomposición de la austenita durante la exposición mtercrítica , lo cual a su vez lleva a disminuir su tamaño de grano efectrvo ("distancia de desviación promedio") en la drrección del espesor. La ferrita que se forma de la descomposición de la austenita durante la exposición intercrítica también tiene un alto grado de deformación de subestructura, incluyendo una elevada densidad de dislocación (por ejemplo, aproximadamente 108 o más dislocaciones/cm ), para aumentar su resistencia. Los aceros de esta invención están diseñados para beneficiarse de la ferrita refinada para una mejora simultánea de una resistencia y tenacidad. De alguna manera con mayor detalle, un acero de acuerdo con esta invención se prepara formando una placa de 5 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 austemta se recristaliza, es decir, por encima de la temperatura Tnr, adicionalmente 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 y laminar de terminado la placa de acero en una o más pasadas para proveer aproximadamente 15 por ciento a aproximadamente 50 por ciento de reducción en el rango de temperatura intercrítico pro debajo de aproximadamente la temperatura de transformación Ar3 y por encima de aproximadamente la temperatura de transformación Ari. La placa de acero laminada en calrente entonces se enfría a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente '^ ^^ ^^...^^a 10°C por segundo a aproximadametne 40°C por segundo (18°F/seg - 72°F/seg) a una Temperatura de Detención de Temple (QST) adecuada, preferiblemente por debajo de aproxrmadamente la temperatura de transformación Ms mas 200°C (360°F), a cuyo 5 tiempo el enfriado se termina. En otra modalidad de esta invención, la QST preferiblemente está por debajo de aproxrmadamente la temperatura de transformación Ms más 100°C (180°F) y más preferiblemente está 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 que se termina el enfriado. Como se puede entender por aquellos expertos en la técnrca, como se usa aquí "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 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 30% (una reducción de 30 por ciento) en un primer rango de temperatura a un espesor de aproximadamente 17.8 cm (7 pulgadas), enseguida reducir aproximadamente 80% (una reducción del 80 por ciento), en un segundo rango de temperatura, a un espesor de aproximadamente 3.6 cm (1.4 pulgadas), y luego reducir aproximadamente 30% (una reducción del 30 por ciento) en un tercer 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 5 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 utrlizando modelos adecuados. Adicionalmente , la temperatura del horno y el trempo 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. 20 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 5 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 superfrcie 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 superficre. 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 Arx, Ar3 y Ms mencionadas aquí pueden determinarse por personas expertas en la técnicas para cualquier acero de acuerdo con esta invención ya sea por experimento o modelo de cálculo. La práctica TMCP de este modo descrita lleva a un alto valor de Sv. Adicionalmente, la microestructura de fase dual producida durante el enfriamiento rápido adicionalmente incrementa al área interfacial proporcionando numerosas interfaces de límite de alto ángulo, es decir, interfaces de fase de ferrita/segunda fase y límites de paquete de martensita/bainita más baja, como se describirá más adelante. La textura gruesa resultante de la laminación intensificada en el rango de temperatura rntercrítico establece un intercalado o estructura de laminado en la dirección del espesor que consiste de hojas alternantes de ferrita de fase suave y de segunda fase fuerte. Esta configuración, como se 5 ilustra esquemáticamente en la Figura 1, lleva a una tortuosidad significativa en la dirección del espesor de la trayectoria de la fisura 12. Esto es debido a que la fisura 12 que se inicia en la ferrita 14 de fase suave, por ejemplo, cambio planos, es decir, cambia direcciones, a interface 18 de alto ángulo, entre la fase 14 de ferrita y al segunda fase 16, debido a la diferente orientación de fractura de endidura y los planos de deslizamiento en estas dos fases. La mterfase 18 tiene una resistencia de enlace mterfacial excelente y esto fuerza la desviación de la fisura 12 en vez del desenlace interfacial. Adicionalmente, una vez que la fisura 12 entra en la segunda fase 16, la propagación de la fisura 12 se obstaculiza adicionalmente como se describirá enseguida. La listón de martensita/bainita más baja en la segunda fase 16 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. El resultado neto es que la resistencia de la propagación de la fisura 12 se mejora significativamente en la estructura de fase dual de los aceros de la presente invención de una combinación de factores que ncluyen: textura de laminado, rompimiento del plano de fisura en las mterfases de inferíase, y una deflexión de fisura dentro de la segunda fase. 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 a 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 5 quebradiza como la transcristalimdad 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 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 la tenacidad microestructura 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 las estructuras microcompuestas de fase dual se determina por la fracción de volumen y la resistencia de las fases constituyentes. La resrstencia de segunda fase (martensita/baimta más baja) principalmente depende de su contenido de carbón. En la presente invención, se hace un esfuerzo deliberado para obtener la resistencia adecuada principalmente controlando la fracción de volumen de la segunda fase para que la resistencia sea obtenida a un contenido de carbón relativamente bajo con las ventajas en soldabilidad y tenacidad excelente tanto en el acero de base como en la HAZ. Para obtener las resistencias a la tracción de más de 830 MPa (120 ksi) y más, la fracción de volumen de la segunda fase se encuentra preferiblemente en el rango de aproximadamente 60% en volumen a aproximadamente 90% en volumen. Esto se logra seleccionando la temperatura de laminación de terminado apropiado para la laminación mtercrítica . Un mínimo de aproximadamente 0.04% por peso de C es preferiblemente en toda la aleación para obtener una resistencia a la tensión por lo menos aproximadamente 1000 MPa (145 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 emrsión de calor, es el frsuramiento 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 srdo considerados como los parámetros críticos en la técnrca. 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 ) . 5 Las microestructuras de listón de martensita autotempladas o de bainita 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 frío 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 martensita autotemplada . 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 aproxrmadamente 2.5 cm (1 pulgada) , y un mínimo de 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 preshte 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 sin la adición de 5 manganeso. Por lo tanto, en un sentido amplio, se prefiere hasta aproximadamente 2.5% en peso de manganeso. 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) finas 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 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 0.002% en peso de Al se prefiere para este proposito, y por lo menos aproximadamente 0.01% en peso de Al es mucho mas preferido. El aluminio enlaza el nitrógeno disuelto en la HAZ. Sin embargo, Al es un estabilizador de 5 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 oxido de aluminio (A1203) , que tienden a ser dañinos para la tenacidad del acero y su HAZ. Aun mas preferiblemente, el 10 limite superior para el contenido de Al es de aproximadamente 0.03% en peso . Molibdeno (Mo) incrementa la dureza del acero al templado directo, especialmente en combinación con boro y niobio. Sin embargo, Mo es un estabilizador de BCC fuerte y 15 de este modo eleva la DBTT. Mo en exceso ayuda a provocar fisuramiento en frío durante la soldadura y también tiende a deterrorar la tenacidad del acero y la HAZ, de tal modo que cuando se agrega Mo, un máximo de aproximadamente 0.8% en peso se prefiere. Mas preferiblemente, cuando se adiciona Mo, 20 el acero contiene por lo menos aproximadamente 0.1% en peso de Mo y no mas de aproximadamente 0.3% en peso de Mo . Cromo (Cr) tiende a limitar la dureza del acero al enfriarlo directamente. Cr también mejora la resistencia a la corrosión y la resistencia al fisuramiento inducido por el 25 hidrogeno (HIC) . Similar a Mo, el Cr excesrvo tiende a ^^^^K^^^^iÉífe^*jÍ»«á^5&^^^^^^^^¿^^^^^^^g^ tí^íÉ j 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 5 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 por lo tanto la uniformidad del espesor en microestructura y las propiedades en los cortes gruesos (es decir, más grueso de aproximadamente 2.5 cm (1 pulgada) ) . 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 de FCC en acero y puede contribuir a disminuir la DBTT en pequeñas cantidades. Cu es también benéfico para la corrosión y la resistencia HIC. A altas cantidades, el Cu induce un 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 co-adiciones de Ni para la mitigación. Por las razones anteriores, cuando se adiciona cobre a los aceros de esta invencrón un límite superior de aproximadamente 1.0% en peso de Cu se prefiere, y aún ,más preferido es un límite superior de aproximadamente 0.4% 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 5 Tratamiento de Calor Post-Soldadura (P HT) . 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 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 de 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. En la presente invención, un límite superior de aproximadamente 0.1% en peso se prefiere para V por estas i ffmitffliMTi ?^ razones. El límite inferior es preferiblemente de aproximadamente 0.02% en peso. Más preferrblemente aproximadamente 0.03% en peso a aproximadamente 0.05% en peso de V se adiciona al acero. 5 Esta combinación de alargamiento de propredades 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 la temperatura la cual comienza transformación Aci: la austenita a formarse durante el calentamiento; Temperatura de la temperatura la cual la transformación Ac3 : transformación de ferrita a austenita se completa durante el calentamiento; A1203: óxido de aluminio; temperatura de la temperatura a la cual la transformación Ari: transformación de la austenita a la ferrita o a ferrrta más cementita se completa durante el enfriamiento; temperatura de la temperatura la cual la transformación Ar3 austenita empieza a transformarse a femta 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 una propiedad intrínseca de un resulta critica' acero, sensible a la facilidad ^^^^^^^ag ^^^^¿^?'¡fc ^^^^^^^^^^^^^¿^^^^^^^^JÍ ^pf^ ^^fe-aaáSilittaie^s^ÉÉi -t=- con la cual pueden deslrzarse en cruzado las dislocaciones durante las deformaciones, esto es un acero en el cual es mas fácil el desplazamiento cruzado también tendrá un CRSS bajo y de este modo una DBTT ba a; 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 ocurrrr por una fractura de endidura ( quebradiz ) de baja energía, mientras que a temperaturas por encrma de DBTT, la falla trende a ocurrir por una fractura dúctil de elevada energía; esencialmente sustancialmente 100% en volumen; FCC: cúbico de cara centrado; grano: un cristal individual en un material policristalmo; límite de grano: una zona estrecha en un metal que corresponde a la transición de una orrentación cristalográfica a otra, de este modo separando un grano de otro; HAZ: zona afectada por calor; HIC: fisura inducida por hidrógeno; nterfase limite de alto límite o inferíase que ángulo: efectivamente se comporta como un limite de grano de alto ángulo, es decir tiende a desviar una fisura o fractura que se propaga y, de este modo induce la tortuosidad en una trayectoria de fractura; límite de grano de alto un límite de grano que separa ángulo: dos granos adyacentes cuyas orientaciones cristalográficas difieren por más de aproximadamente 8°C; HSLA: elevada resistencia, baja ^¿.,...- ...t,.,..,. ...-.¿^.... ^^ .¿¿i=á^^ aleación; mtercpticamente calentado (o recalentado) a una recalentado: temperatura desde aproximadamente la temperatura de transformación Aci a aproximadamente la temperatura de transformación Ac3; rango de temperatura desde aproximadamente la mtercritico : temperatura de transformación Aci a aproximadamente la temperatura de transformación Ac3 al calentarse y de aproximadamente, la temperatura de transformación Ar3 a aproximadamente la temperatura de transformación Ari al enfriarse; acero de baja aleación: un acero que contiene hierro y menos de aproximadamente 10% en peso de aditivos de aleación totales; soldadura de entrada de soldadura con energías de arco bajo calor: de hasta aproximadamente 2.5 kJ/mm (7.6 kJ/pulgadas ) ; MA : martensita-austenita ; ^^ * ^¡. l?lt??ia ¡I?^?M ^^^a^^J , ' n |„ | | | ¡||^ distancia de tamaño de grano efectivo; deslizamiento promedio: temperatura de la temperatura a la cual la transformación Ms : transformación de la austemta a la martensita inicia durante el enfriamiento; predominantemente : como se usa al describir la presente invención, significa por lo menos aproxrmadamente 50 por crento en volumen; tamaño de grano de tamaño de grano de austenita austemta 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 recpstaliza; templado : como se usa para describir la presente invención, el enfriamiento acelerado por cualquier medio en donde un fluido seleccionado por su tendencra para incrementar la velocidad de enfriamiento del acero se utiliza, en oposición al enfriamiento por arre; Temperatura de Detención la temperatura mas elevada, o de 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 austemta no se recrrstaliza; y TMCP: procesamiento de laminación controlado termomecánico . — *-*-*"-^ .^^^^^^^^^

Claims (22)

1. REIVINDICACIONES 1. Un método para preparar una plancha de acero de fase dual teniendo una DBTT más baja de aproximadamente -73°C (-100°F) tanto en la plancha de acero como en su HAZ y una microestructura que comprende aproximadamente 10% en volumen a aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita esencialmente y aproximadamente 60% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita de grano fino predominantemente, bainita más baja de grano fino o mezclas de los mismos, el método está caracterizado porque comprende las etapas de: (a) calentar la placa de acero a una temperatura de recalentamiento (i) suficientemente elevada para sustancialmente homogeneizar la placa de acero y disolver sustancialmente todos los carburos y carbonitruros de niobio y vanadio en la placa de acero y (ii) o suficientemente baja para establecer 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 la plancha de acero en uno o más pasos de laminación en caliente en un segundo rango ' ái it SíM^ ^i ^ ^^^a^t^^^^Sí ^e^?i de temperatura por debajo de la temperatura Tnr y por encima de aproximadamente la temperatura de transformación Ar3; (d) reducir adicionalmente la plancha de acero en uno o más pasos de laminación en caliente en un tercer rango 5 de temperatura entre aproximadamente la temperatura de transformación Ar3 y aproximadamente la temperatura de transformación Ari; (e) enfriar la plancha de acero a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo a 10 aproximadamente 40°C por segundo ( 18°F/segundo-72°F/segundo) a una Temperatura de Detención de Templado debajo de aproximadamente la temperatura de transformación Ms más 200°C (360°F); y (f) detener el templado, para facilitar la 15 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 aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita de grano fino predominantemente, 20 bainita más baja de grano fino, o mezclas de las mismas.
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 inicial 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 conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque una reducción en espesor de la plancha de acero de aproximadamente 15% a aproximadamente 50% ocurre en la etapa (d) .
7. 7. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado además porque comprende la etapa de permitir que la plancha de acero se enfríe por aire a temperatura ambiente después de detener el templado de la etapa (f) .
8. 8. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la placa de acero de la etapa (a) adicionalmente comprende hierro y los siguientes elementos de aleación en los porcentajes en peso indicados: de aproximadamente 0.04% a aproximadamente 0.12% C, por lo menos aproximadamente 1% de Ni, a menos de aproximadamente 9% de Ni, aproximadamente 0.02% a aproximadamente 0.1% de N|b, aproximadamente 0.008% a aproximadamente 0.03% de Ti, y aproximadamente 0.001% a aproximadamente 0.05% de Al, y aproximadamente 0.002% a aproximadamente 0.005% de N.
9. 9. El método de conformidad con la reivindicación 8, caracterizado porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 6% en peso de Ni .
10. 10. El método de conformidad con la reivindicación 8, caracterizado porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 3% en peso de Ni y adicionalmente comprende aproximadamente 0.5% en peso a aproximadamente 2.5% en peso de Mn.
11. 11. El método de conformidad con la reivindicación 8, caracterizado porque la placa de acero además comprende por lo menos un aditivo seleccionado del grupo que consiste de (i) hasta aproximadamente 1.0% en peso de Cr, (ii) hasta aproximadamente 0.8% en peso de Mo, (iii) hasta aproximadamente 0.5% de Si, (iv) aproximadamente 0.02% en peso a aproximadamente 0.10% en peso de V, (v) tssssmm^ ^-.^ítSa?s^ ^^^^^^ aproximadamente 0.1% en peso a aproximadamente 1.0% en peso de Cu, y hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn .
12. 12. El método de conformidad con la reivindicación 8, caracterizado porque la placa de acero además comprende aproximadamente 0.0004% en peso a aproximadamente 0.0020% en peso de B.
13. 13. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque, después de la etapa (f), la plancha de acero tiene una resistencia a la tensión mayor de 830 MPa (120 ksi) .
14. 14. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la primera fase comprende aproximadamente 10% en volumen a aproximadamente 40% en volumen de ferrita deformada.
15. 15. Una plancha de acero de fase dual que tiene una microestructura caracterizada porque comprende aproximadamente 10% en volumen a aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de esencialmente ferrita y aproximadamente 60% en volumen a aproximadamente 90% de volumen de una segunda fase de listón de martensita de grano fino predominantemente, bainita más baja de grano fino, o mezclas de las mismas, teniendo una resistencia a la tensión mayor de 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, a menos de aproximadamente 9% de Ni, aproximadamente 0.02% a aproximadamente 0.1% de Nb, aproximadamente 0.008% a aproximadamente 0.03% de i, 10 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 15 reivindicación 15, caracterizada porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 6% en peso de Ni.
17. 17. La plancha de acero de conformidad con la reivindicación 15, caracterizada porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 3% en peso de Ni y 20 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 25 que consiste de (i) hasta aproximadamente 1.0% en peso Cr, (ii) hasta aproximadamente 0.8% en peso de Mo, (iii) hasta aproximadamente 0.5% de Si, (iv) aproximadamente 0.02% en peso a aproximadamente 0.10% en peso de V, (v) aproximadamente 0.1% en peso a aproximadamente 1.0% en peso de Cu, y hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn .
19. 19. La plancha de acero de conformidad con la 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 optimiza para sustancialmente maximizar la tortuosidad de trayectoria de 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 las mismas.
21. 21. Un método para mejorar la resistencia de propagación de fisura de una plancha de acero caracterizado porque comprende por lo menos aproximadamente 1% en peso de Ni a menos de aproximadamente 9% en peso de Ni, el método comprende procesar la plancha de acero para producir una microestructura que comprende aproximadamente 10% en volumen a aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ^ ^m^^á^iÁ^á^^ ferrita esencialmente y aproximadamente 60% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita de grano fino predominantemente, bainita más baja de grano fino o mezclas de las mismas, la microestructura 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 las mismas.
22. 22. El método de conformidad con la reivindicación 21, caracterizado porque la resistencia a 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 sustancialmente minimizando la adición de elementos estabilizadores de BCC.