MXPA01006270A - Aceros de fase triple de hiperresistencia con excelente tenacidad a la temperatura criogenica. - Google Patents

Abstract

Un acero de fase triple de baja aleacion que se puede soldar, hiperresistente con excelente tenacidad a la temperatura criogenica en la chapa base y en la zona termoafectada (HAZ) cuando se suelda, teniendo una resistencia a la tension mayor de aproximadamente 830 MPa (120 Ksi) y una microestructura que comprende una fase ferrita, y una segunda fase de liston de martensita predominantemente y bainita inferior, y una fase de austenita retenida, se prepara calentando una placa de acero que comprende hierro y porcentajes en peso especificados de algunos o todos los aditivos, carbono, manganeso, niquel, nitrogeno, cobre, cromo, molibdeno, silicio, niobio, vanadio, titanio, aluminio y boro; reduciendo la placa para formar la chapa en uno o mas pasos en un rango de temperatura en el que se recristaliza la austenita; ademas reduciendo la chapa en uno o mas pasos en un rango de temperatura por debajo de la temperatura de recristalizacion de austenita y por encima de la temperatura de transformacion Ar3; terminar el laminado de la chapa entre la temperatura. de transformacion Ar3 y la temperatura de transformacion Arl; templar la chapa laminada terminada a una Temperatura de Detencion de Templado(QST); y detener el templado.

Description

ACEROS DE FASE TRIPLE HIPERRESISTENTES CON EXCELENTE TENACIDAD A LA TEMPERATURA CRIOGÉNICA DESCRIPCIÓN DE LA INV?NCION Esta invención se relaciona con chapas de acero de fase triple de baja aleación, soldables, hiperresistentes, con excelente tenacidad a la temperatura criogénica tanto en la chapa base como en la zona termoafectada (HAZ) cuando se sueldan. Además, esta invención está relacionada con un método para producir tales chapas de acero. Se definen varios términos en la siguiente especificación. Por conveniencia, se proporciona en la presente, un Glosario de términos inmediatamente antes de las reivindicaciones . Frecuentemente, existe la necesidad de almacenar y transportar fluidos volátiles presurizados a temperaturas criogénicas, es decir, a temperaturas menores de aproximadamente -40°C (-40°F) . Por ejemplo, existe una necesidad de contenedores 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 psia) y a una temperatura en el rango de aproximadamente -123°C (-190°F) a aproximadamente -62°C (-80°F) . También existe la necesidad de contenedores para almacenar y transportar en forma segura y económicamente otros fluidos volátiles con alta presión de vapor, tal como metano, etano y propano, a temperaturas criogénicas. Para los contenedores que se construyen de acero soldado, el acero debe tener una resistencia adecuada para soportar la presión de fluido y la tenacidad adecuada para evitar la iniciación de una fractura, es decir, un caso de falla, en condiciones de operación, en el acero base y en la HAZ . La Temperatura de Transición de la Rotura Dúctil a la Rotura Frágil (DBTT) delinea los dos regímenes de fractura en aceros estructurales. A temperaturas por debajo de DBTT, la falla en el acero tiende a ocurrir mediante una fractura de clivaje (quebradiza) de baja energía, mientras que a temperaturas por encima de la DBTT, la falla en el acero tiende a ocurrir mediante una fractura dúctil de alta energía. Los aceros soldados usados en la construcción de contenedores para almacenaje y transportación para las aplicaciones de temperatura criogénica antes mencionadas y para otro servicio de temperatura criogénica de soporte de carga debe tener DBTTs muy por debajo de la temperatura de servicio en el acero base y el HAZ para evitar la falla mediante una fractura de clivaje de baja energía. Los aceros que contienen niquel convencionalmente usados para aplicaciones ' estructurales a temperatura criogénica, por ejemplo, aceros con contenidos de niquel de más de aproximadamente 3% en peso tienen DBTTs bajas, pero también tienen resistencias a la tensión relativamente bajas.

Típicamente, los aceros con 3.5% en peso de Ni, 5.5% en peso de Ni y 9% en peso de Ni comercialmente disponibles tienen DBTTs de aproximadamente -100°C (-150°F) , -155°C (-250°F) y -175°C (-280°F), respectivamente, y resistencias a la tensión de hasta aproximadamente 485 MPa (70 ksi) , 620 MPa (90 ksi) y 830 MPa (120 ksi), respectivamente. Con el fin de lograr estas combinaciones de resistencia y tenacidad, estos aceros generalmente experimentan 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 comercial debido a su buena tenacidad a bajas temperaturas, pero deben diseñarse alrededor de sus resistencias a la tensión relativamente bajas. Los diseños generalmente requieren espesores de acero excesivos para las aplicaciones de temperatura criogénica de soporte de carga. Asi, el uso de estos 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 tecnología, de baja y mediana resistencia elevada al carbono, 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 DBTTs relativamente elevadas en general y especialmente en la zona termoafectada (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 del estado actual de la tecnología HSLA comercialmente disponibles hoy en dia generalmente no se consideran para aplicaciones a temperatura criogénica. La DBTT elevada de la HAZ en estos aceros es generalmente debido a la formación de estructura microco puestas indeseables que surgen de los sitios térmicos de la soldadura en las HAZs intercritica ente recalentadas y de grano grueso, es decir, HAZs calentadas a una temperatura de aproximadamente la temperatura de transformación Aca a aproximadamente la temperatura de transformación Ac3 (Véase Glosario para definiciones de temperaturas de transformación ci y Ac3) . La DBTT incrementa significativamente con el tamaño de grano incrementado y fragiliza los constituyentes microestructurales, como las islas martensita-austenita (MA) , en la HAZ. Por ejemplo, la DBTT para la HAZ en una tuberia XlOO de acero de HSLA del estado actual de la tecnología para transmisión de gas y petróleo, es mayor que aproximadamente -50°C (-60°F) . Existen incentivos significantes en los sectores de almacenaje y transportación de energía para desarrollo de nuevos aceros que combinan las propiedades de tenacidad a baja temperatura de los aceros que contienen niquel comercial antes mencionado con la alta resistencia y bajo costo que se atribuyen a los aceros HSLA, mientras que también proporcionan soldabilidad excelente y capacidad de corte grueso deseado, es decir, la capacidad de proporcionar sustancialmente la estructura microcompuesta y propiedades deseadas (por ejemplo, resistencia y tenacidad) particularmente en espesores iguales a o mayores de aproximadamente 25 mm (1 pulgada) . En las aplicaciones no criogénicas, la mayoría de los aceros HSLA de bajo y medio carbono comercialmente disponibles, del estado actual de la tecnología, debido 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 alta resistencia de los aceros HSLA podria totalmente usarse. En algunas aplicaciones criticas, como engranes de alto rendimiento, aceros que contienen más de aproximadamente 3% en 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 uso 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 diseño definida por una mejora de bajo costo de tenacidad en acero de baja aleación hiperresistentes y de alta resistencia. Particularmente, existe la necesidad de un acero con precio razonable que tenga una hiperresistencia, 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 -62°C (-80°F) tanto en la chapa base cuando se prueba en la dirección transversal (véase Glosario para la definición de la dirección transversal) como en la HAZ, para usarse en aplicaciones a temperatura criogénica comercial. Consecuentemente, los objetos principales de la presente invención son mejorar la tecnología del acero HSLA del estado actual de la tecnología para su aplicación a temperaturas criogénicas en' estas tres áreas claves: (i) bajar la DBTT a menos de aproximadamente -62°C (-80°F) en la chapa base en la dirección transversal y la soldadura HAZ, (ii) lograr resistencia a la tensión mayor de aproximadamente 830 MPa (120 ksi) , y (iii) proporcionar una soldabilidad superior. Otros objetos de la presente invención son lograr los aceros HSLA antes mencionados con capacidad de corte grueso de preferencia para espesores mayores de aproximadamente 25 mm (1 pulgada) y para hacerlo asi utilizar técnicas de procesamiento actuales comercialmente disponibles para que el uso de estos aceros en procesos de temperatura criogénica comercial sea económicamente viable. En relación con los objetos antes establecidos 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 chapa en caliente para formar la chapa de acero y enfriar rápidamente, al final de la laminación en caliente, mediante templado con un fluido adecuado, tal como agua, a una Temperatura de Detención de Templado (QST) , adecuado, para producir una estructura microcompuesta de fase triple de grano fino. Tal estructura microcompuesta de fase triple está comprendida preferiblemente de hasta aproximadamente 40% en peso de una fase de ferrita más suave, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase más fuerte de listón de martensita predominantemente de grano fino más baja, bainita granular fina (FGB) , o mezclas de las mismas, y hasta aproximadamente 10% en volumen de una tenacidad que incrementa la tercera fase de austenita retenida. En una modalidad de esta invención, la fase de ferrita suave comprende predominantemente ferrita deformada (como se define en la presente y en el Glosario) . También, en relación con los objetos antes mencionados de la presente invención, los aceros procesados de acuerdo con la presente invención son especialmente adecuados para muchas aplicaciones a temperatura criogénica en las que los aceros tienen las siguientes características, preferiblemente para espesores de chapa de acero de aproximadamente 25 mm (1 pulgada) y más: (i) DBTT menor de aproximadamente -62°C (-80°F), preferiblemente menor de aproximadamente -73°C (-100°F) , de mayor preferencia menor de aproximadamente -100°C (-150°C) , y aún de mayor preferencia de aproximadamente -123°C (-190°C) en el acero base y en la dirección transversal en la soldadura HAZ (ii) resistencia a la tensión mayor de 830 MPa (120 ksi) , de preferencia mayor de aproximadamente 860 MPa (125 ksi), y de mayor preferencia mayor de aproximadamente 900 MPa (130 ksi), y aún de mayor preferencia mayor de aproximadamente 1000 MPa (145 ksi) (iii) soldabilidad superior, y (iv) tenacidad mejorada sobre los aceros HSLA estándares comercialmente disponibles. BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS Las ventajas de la presente invención se entenderán mejor haciendo referencia a la siguiente descripción detallada y a los dibujos anexos en los cuales: La Figura 1 es una ilustración esquemática de una trayectoria de fisuración tortuosa en la estructura microcompuesta de fase triple 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 (véase 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; La Figura 2C es una ilustración esquemática de la estructura de grano plana alargada en austenita, con un tamaño de grano efectivo muy fino en la dirección a través del espesor, de una chapa de acero al completar la TMCP de acuerdo con la presente invención. La Figura 3 es un ejemplo micrográfico de transmisión de electrones que muestra la microestructura de fase triple en acero de acuerdo con la presente invención; y La Figura 4 es' un ejemplo micrográfico de transmisión de electrones de la microestructura FGB en acero 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 la misma. 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 produciendo una estructura microcompuesta de fase triple de grano fino. Tal estructura microcompuesta comprende hasta aproximadamente 40% en volumen de una fase de ferrita, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, bainita granular fina (FGB) o mezclas de la mismas, y hasta aproximadamente 10% en volumen de una tercera fase austenita retenida (RA) . La RA incluye capas de peliculas de RA en los enlaces del listón de martensita de grano fino/bainita inferior de grano fino y RA que ocurre dentro de la FGB (como se define en la presente) . En algunas modalidades de la invención, la fase de ferrita comprende ferrita predominantemente deformada y el resto de la ferrita poligonal (PF) . En algunas modalidades de la invención, la segunda fase comprende predominantemente FGB. En algunas modalidades de la invención, la segunda fase comprende listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, o mezclas de las mismas. Otros constituyentes que comprenden la estructura pueden incluir ferrita acicular (AF) , bainita superior (UV) bainita superior degenerada (DUB) , y similares, como son conocidas por los expertos en la técnica. La invención está basada en una combinación novedosa de química de acero y procesamiento para proporcionar tanto la tenacidad microestructural como la intrínseca a una DBTT más baja al igual que mejorar la tenacidad a las altas resistencias. La tenacidad intrínseca se logra mediante el equilibrio sensato de elementos de aleación en el acero como se describe 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 deformada. La tenacidad y resistencia de dispersión de fase se optimiza para sustancialmente maximizar la tortuosidad en la trayectoria de la fisuración, con esto mejorando la resistencia de propagación de fisuración en el acero microcompuesto .

El tamaño de grano fino efectivo en la presente invención se logra en dos maneras. Primero, el TMCP como se describe a continuación se utiliza para establecer la estructura o espesor plano de austenita fina. Segundo, además del refinamiento de estructuras planas de austenita se logra completamente la formación de listón de martensita fina granulada y/o bainita inferior fina granulada que ocurre en paquetes y/o a través de la formación de FGB como se describe en lo siguiente. Este método integrado proporciona un tamaño de grano efectivo muy fino, especialmente en la dirección a través del espesor. Como se utiliza en la descripción de esta invención, "tamaño de grano efectivo" se refiere a un espesor de estructura plana de austenita al término de la laminación en el TMCP de acuerdo con esta invención y al ancho de paquete medio o el tamaño de grano medio en el término de la transformación de los paquetes de austenita para paquetes de listón de martensita fina granulada y/o bainita inferior fina granulada o FGB, respectivamente. De acuerdo con lo anterior, se proporciona un método para preparar una chapa de acero de fase triple de hiperresistencia teniendo una estructura microcompuesta que comprende hasta aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita, preferiblemente que predomine ferrita deformada, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de la segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, FGB, o mezclas de las mismas, y la tercera fase hasta aproximadamente 10% en volumen de austenita retenida, donde el método comprende las etapas de: (a) calentar una 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) establecer granos de austenita iniciales finos en la placa de acero; (b) reducir la placa de acero para formar chapa 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 placa 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 la temperatura de transformación Ar3; (d) reducir adicionalmente la placa 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 intercritica) ; (e) templar la chapa de acero a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo (18°F/segundo) a una Temperatura de Detención de Templado (QST) Preferiblemente por debajo de aproximadamente 600°C (1110°F); y (f) detener tal templado. En otra modalidad de esta invención, la QST está preferiblemente por debajo de aproximadamente la temperatura de transformación Ms más 100°C (180°F), y está de mayor preferencia por debajo de aproximadamente 350°C (662°F) . En aún otra modalidad de esta invención, la (QST) preferiblemente está a temperatura ambiente. En una modalidad de esta invención, la chapa de acero se deja enfriar por aire a temperatura ambiente después de la etapa (f) . Como se utiliza en la descripción de la presente invención, templado se refiere al enfriamiento acelerado por cualquier medio con lo que se utiliza un fluido seleccionado por su tendencia a incrementar la velocidad de enfriamiento del acero, como opuesto al enfriamiento por aire del acero a temperatura ambiente. El procesamiento de esta invencidn facilita la transformación de la microestructura de la chapa de acero en una estructura microcompuesta que comprende hasta aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, FGB, o mezclas de las mismas, y una tercera dase de hasta 10% en volumen de austenita retenida. Los otros constituyentes/fases que comprenden la microestructura pueden incluir ferrita acicular (AF) , bainita superior (UB) , bainita superior degenerada (DUB) , y simiares. En algunas modalidades de esta invención, la chapa de acero se enfria por aire a temperatura ambiente después de que se detiene el templado. (Véase Glosario para definiciones de temperatura Tnr y temperaturas de transformación Ar3 y Ar_.) . Para asegurar la tenacidad a temperatura criogénica y ambiente, la microestructura de la segunda fase en los aceros de esta invención comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, listón de martensita de grano fino, FGB, o mezclas de las mismas. Se prefiere sustancialmente minimizar la formación de constituyentes que fragilizan como bainita superior, martensita doble y martensita-austenita (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 segunda fase puede comprender AF, UB, DUB, y similares. En una modalidad de esta invención, la microestructura de la segunda fase comprende por lo menos aproximadamente 60 por ciento por volumen a aproximadamente 80 por ciento por volumen, aún de mayor preferencia al menos aproximadamente 90 por ciento por volumen de bainita inferior de grano fino, listón de martensita de grano fino, o mezclas de las mismas. Esta modalidad es particularmente adecuada para las resistencias mayores de aproximadamente 930 MPa (135 ksi) . En otra modalidad, la estructura microcompuesta de la segunda fase comprende predominantemente FGB. En este caso, el resto de la segunda fase puede comprender bainita inferior fina granulada, listón de martensita de grano fino, AF, UB, DUB, y similares. Esta modalidad es particularmente adecuada para aceros de baja resistencia, es decir, menos de aproximadamente 930 MPa (135 ksi) pero mayor que aproximadamente 830 MPa (120 ksi) . Una modalidad de esta invención incluye un método para preparar una chapa de acero de dos fases que tiene una estructura microcompuesta que comprende aproximadamente 10% en 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 listón de martensita, predominante de grano fino, bainita inferior de grano fino, o mezclas de las mismas, el método comprende las etapas de: (a) calentar una placa de acero a una temperatura recalentada 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) asentar los granos de austenita iniciales finos en la placa de acero; (b) reducir la placa de acero para formar la chapa de acero en una o más etapas de laminado caliente en una primer rango de temperatura en cuya austenita recristaliza; (c) además reducir la chapa de acero en uno o más pasos de laminado en caliente en un segundo rango de temperatura por debajo de aproximadamente la temperatura Tnr y por arriba de aproximadamente la temperatura de transformación Ar3; (d) además reducir la chapa de acero en uno o más pasos de laminado en caliente en un tercer rango de temperatura entre aproximadamente la temperatura de transformación AR3 y aproximadamente la temperatura de transformación AR_.; (e) templar la chapa de acero en una relación de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo a aproximadamente 40°C por segundo (18°F/seg-72°F/seg) a una Temperatura de Detención de Templado por debajo de aproximadamente la temperatura de transformación Ms más 200°C (360°F) y (f) detener el templado, las etapas que se realizan para facilitar la transformación de la microestructura de la chapa de acero en 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 predominantemente de grano fino , bainita inferior de grano fino o mezclas de las mismas. Como se usa en la presente y en las reivindicaciones, "fase triple" significa por lo menos tres fases y "la fase doble" significa por lo menos dos fases. Ni el término "fase triple" ni "fase doble" significa que se limite esta invención.

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) carbono (C) 0.03-0.12, de mayor preferencia 0.03-0.07 manganeso (Mn) hasta aprox. 2.5, de mayor preferencia 1.0-2.0 níquel (Ni) 1.0-3.0, de mayor preferencia 1.5-3.0 niobio (Nb) 0.02-0.1, de mayor preferencia 0.02-0.05 titanio (Ti) 0.008-0.03, de mayor preferencia 0.01-0.02 aluminio (Al) 0.001-0.05, de mayor preferencia 0.005-0.03 nitrógeno (N) 0.002-0.005, de mayor preferencia 0.002-0.003 El cromo (Cr) a veces se adiciona al acero, de preferencia hasta aproximadamente 1 . 0% en peso y de mayor preferencia aproximadamente 0 .2% en peso a aproximadamente 0 . 6% en peso . El molibdeno (Mo) a veces se adiciona al acero, preferiblemente hasta aproximadamente 0.8% en peso, y de mayor preferencia de aproximadamente 0.1% en peso a aproximadamente 0.3% en peso. El silicio (Si) ' a veces se adiciona al acero, de preferencia hasta aproximadamente 0.5% en peso, de mayor preferencia aproximadamente 0.01% en peso, a aproximadamente 0.5% en peso, y aún de mayor de preferencia aproximadamente 0.05% en peso a aproximadamente 0.1% en peso. Cobre (Cu) preferiblemente en el rango de aproximadamente 0.1% en peso, a aproximadamente 1.0% en peso, de mayor preferencia 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, de preferencia hasta aproximadamente 0.0020% en peso, y de mayor preferencia aproximadamente 0.0006% en peso a aproximadamente 0.0015% en peso. El acero preferiblemente contiene por lo menos aproximadamente 1% en peso de niquel. El contenido de niquel 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% en peso de niquel se espera que baje la DBTT del acero aproximadamente 10°C (18°F) . El contenido de níquel es preferiblemente menor de 9% en peso, de mayor preferencia menor 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 0.0% 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 menor de aproximadamente 0.004% en peso. El contenido de oxígeno (0) es preferiblemente menor de 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 -62°C (-80°F) , en la dirección transversal de la chapa base y en el HAZ, es un reto clave en el desarrollo de los nuevos aceros HSLA para aplicaciones a temperatura criogénica. El reto técnico 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 intrínsecas asi como las microestructurales para la resistencia de fracturación en una manera para producir un acero de baja aleación con excelentes propiedades a temperatura criogénica en la chapa base y en la HAZ, como se describirá más adelante. En esta invención, la tenacidad microestructural se explota para disminuir el acero DBTT base. 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 triple dentro de los granos finos, todos enfocados para mejorar el área interfacial de los límites de alto ángulo por unidad de volumen en la placa de acero. Como es familiar para aquellos expertos en la técnica, "grano" como se usa en la presente significa un cristal individual en un material policristalino, y "limite de grano" como se usa en la presente 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 en la presente, un "limite de grano de alto ángulo" es un límite de grano que separa dos granos cuyas orientaciones cristalográficas difieren de más de aproximadamente 8°. También, como se usa en la presente, una "interfase o limite de alto ángulo" es un limite o interfase que efectivamente se comporta como un límite de grano de alto ángulo, es decir, tiende a desviar una fisuración o fractura de propagación y, de este modo, induce la tortuosidad en una trayectoria de fisuración. La contribución dei TMCP al área interfacial total de los limites de alto ángulo por unidad de volumen, Sv, se define por la siguiente ecuación: en donde : d es el tamaño de grano de austenita promedio en una placa 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 relación 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, debido a la desviación de la fisuración y de la tortuosidad en la trayectoria de la fractura en los limites de alto ángulo. En la práctica TMCP comercial, el valor de R se fija para un espesor de chapa dado y el limite 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 2A, una temperatura de recalentamiento relativamente baja, preferiblemente entre aproximadamente 955°C y aproximadamente 1100°C (1750°F-2012°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 invención evita el crecimiento de grano de austenita excesivo que resulta del uso de temperaturas de recalentamiento más altas, es decir, mayores de aproximadamente 1100°C (2012°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 esta invención proporciona un 'tamaño D" de grano de austenita anterior promedio (es decir, d) de menos de aproximadamente 50 mieras, de preferencia menor de aproximadamente 30 mieras, y de mayor preferencia menor de aproximadamente 20 mieras y aún de mayor preferencia menor de aproximadamente 10 mieras en una placa de 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 caliente en el rango de temperatura en la cual la austenita no se recristaliza. Adicionalmente, para producir una reducción de tamaño de grano efectiva en la dirección a través del espesor, las reducciones pesadas, preferiblemente que exceden aproximadamente 70% acumulativa, se llevan a cabo en el rango de temperatura por debajo de la 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 plana alargada en austenita en una chapa 20''' acero laminado terminada con un tamaño D' ' ' de grano efectivo muy fino en la dirección a través del espesor, por ejemplo, tamaño de D' ' ' de grano efectivo de menos de aproximadamente 10 mieras, preferiblemente menos de aproximadamente 8 mieras, de mayor preferencia menos de aproximadamente 5 mieras, aún de mayor preferencia menor de aproximadamente 3 mieras, y aún de mayor preferencia de aproximadamente 2 a aproximadamente 3 mieras, de este modo mejorando el área interfacial de los límites de alto ángulo, por ejemplo, 21 por unidad de volumen en la chapa 20''' de acero, como se podrá entender por aquellos expertos en la técnica. Para minimizar la anisotropia en las propiedades mecánicas en general y mejorar la tenacidad y DBTT en la dirección transversa, es útil para minimizar la relación de aspecto de estructura plana, esto es, la relación media de la longitud de estructura plana al espesor de estructura plana, aún mientras refina su espesor. En la presente invención, a través del control de los parámetros TMCP como se describe en la presente, la relación de aspecto de las estructuras planas se mantiene preferiblemente menor de aproximadamente 100, de mayor preferencia menor que aproximadamente 75, aún de mayor preferencia menor de aproximadamente 50, y aún de mayor preferencia menor de aproximadamente 25. La laminación de terminado en el rango de temperatura intercrítico también induce "la formación de estructura plana" en la ferrita deformada que se forma a partir de la descomposición de la austenita durante la exposición intercritica, lo cual a su vez lleva a disminuir su tamaño de grano efectivo ("distancia de desviación promedio") en la dirección a través del espesor. Como se usa en la descripción de esta invención, la ferrita deformada es ferrita que se forma de la descomposición de la austenita durante la exposición intercrítica y sufre deformación debido a la laminación en caliente subsecuente a su formación. La ferrita deformada, entonces, tiene un alto grado de deformación de subestructura, incluyendo una elevada densidad de dislocación (por ejemplo, aproximadamente 108 o más dislocaciones/cm2) , para aumentar su resistencia. Los aceros de esta invención están diseñados para beneficiarse de la ferrita deformada refinada para una mejora simultánea de la resistencia y tenacidad. De alguna manera con mayor detalle, un acero de acuerdo con esta invención se prepara formando una placa de la composición deseada como se describe en la presente; calentando la placa a una temperatura de aproximadamente 955°C a aproximadamente 1100°C (1750°F-2012°F) , preferiblemente aproximadamente de 955°C a aproximadamente 1065°C (1750°F-1950°F) , laminar en caliente la placa para formar una chapa de acero en uno o más pasos 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 aproximadamente la temperatura Tnr, adicionalmente laminando en caliente la chapa de acero en uno o más pasos 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 terminar laminando la chapa de acero en uno o más pasos para proveer aproximadamente 15 por ciento a aproximadamente 50 por ciento de reducción en el rango de temperatura intercrítico por debajo de aproximadamente, la temperatura de transformación Ar3 y por encima de aproximadamente la temperatura de transformación Ari. La chapa de acero laminada en caliente entonces se templa a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo (18°F/seg) a una Temperatura de Detención de Templado (QST) adecuada, preferiblemente por debajo de aproximadamente 600°C (1110°F) . En otra modalidad de la invención, la QST esta preferiblemente por debajo de la temperatura de transformación M? más 200°C (360°F) , de mayor preferencia la temperatura de transformación Ms más 100°C (180°F), y aún de mayor preferencia debajo de aproximadamente 350°C (662°F) . En aún otra modalidad la QST es la temperatura ambiente. En una modalidad de la invención, la chapa de acero se deja enfriar por aire a temperatura ambiente después de que se termina Como se puede entender por aquellos expertos en la técnica, como se usa en la presente "porcentaje de reducción" en espesor hace referencia al porcentaje de reducción en el espesor de la placa de acero o la chapa antes de la reducción a la que se hizo referencia.1 Para propósitos de explicación solamente, sin con esto limitar esta invención, una placa de acero de aproximadamente 254 mm (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 180 mm (7 pulgadas) , enseguida reducir aproximadamente 80% (una reducción del 80 por ciento) , en un segundo rango de temperatura, a un espesor de aproximadamente 35 mm (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 25 mm (1 pulgada) . Como se usa en la presente, "placa" significa una pieza de acero que tiene cualquier dimensión. La placa de acero es preferiblemente calentada por un 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 especifica que deberá usarse para cualquier composición de acero dentro del rango de la presente invención se puede determinar fácilmente por alguien con experiencia en la técnica, ya sea por experimento o por cálculo utilizando modelos adecuados. Adicionalmente, la temperatura del horno y el tiempo de recalentamiento necesarios 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 convencional.

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 en la presente son aquellas en el centro, o sustancialmente en el centro, del espesor de la chapa; y la Temperatura de Detención de Templado (QST) es la más elevada, o sustancialmente la temperatura más elevada alcanzada en la en la superficie de la chapa, después de que el templado se detiene, debido al calentamiento transmitido del espesor medio de la chapa. Por ejemplo, durante el procesamiento de los 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 chapa 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 desarrolla para utilizarse durante el procesamiento subsecuente de la misma, o sustancialmente la misma composición de acero, 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 templado para lograr la velocidad de enfriamiento acelerada deseada puede determinarse por aquella persona experta en la técnica haciendo referencia a publicaciones de la industria convencional . 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 la química del acero, particularmente la concentración de carbono y la concentración de niobio, en la temperatura de recalentamiento antes de la laminación, y en la cantidad de reducción dada en los pasos 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 Ar_., Ar3 y Ms mencionadas en la presente pueden determinarse por personas expertas en la técnica para cualquier acero de acuerdo con esta invención ya sea por experimento o por modelo de tíálculo. La práctica TMCP de este modo descrita lleva a un alto valor de Sv. 'Adicionalmente, la estructura microcompuesta fase triple resultante de TMCP de esta invención incrementa además el área interfacial proporcionando numerosas interfases y limites de alto ángulo. Por ejemplo, sin limitar con esto esta invención, las interfases y limites de alto ángulo que forman incluso la fase de ferrita deformada/interfase de segunda fase y, dentro de la segunda fase, el listón de martensita/límites de paquete de bainita inferior, listón de martensita/bainita inferior e interfases de austenita retenidas, ferrita bainítica/limites de ferrita bainitica dentro de FGB, y ferrita bainitica y martensita/interfases de partícula de austenita retenida dentro de FGB, como se describirá posteriormente. La textura pesada resultante de la laminación intensificada en el rango de temperatura intercrítica establece un emparedado o estructura laminada en la dirección a través del espesor que consiste de láminas alternantes de ferrita deformada de fase suave y de segunda fase fuerte. Esta configuración, como se ilustra esquemáticamente en la Figura 1, lleva a una tortuosidad significativa en la dirección a través del espesor de la trayectoria de la fisuración 12. Esto es debido a que la fisuración 12 se inicia en la ferrita 14 deformada de fase más suave, por ejemplo, cambia planos, es decir, cambia direcciones, en la interfase 18 de alto ángulo, entre la fase 14 de ferrita deformada y la segunda 'fase 16, debido a la diferente orientación de hendidura y los planos inclinados en estas dos fases. La tercera fase de la austenita retenida, que ocurre dentro de la segunda fase 16 no se muestra en la Figura 1. La interfase 18 tiene una resistencia de enlace interfacial excelente y esto fuerza la desviación de la fisuración 12 en vez del desenlace interfacial. Adicionalmente, una vez que la fisuración 12 entra en la segunda fase 16, la propagación de la fisuración 12 se obstaculiza adicionalmente como se describirá enseguida. En el caso del listón de predominantemente martensita/segunda fase de bainita inferior, el listón de martensita/bainita inferior en la segunda fase 16 se presenta como paquetes con limites de alto ángulo entre los paquetes . Varios paquetes se forman dentro de una estructura plana. Esto provee un grado adicional de refinamiento estructural que lleva a una tortuosidad mejorada para la propagación de la fisuración 12 a través de la segunda fase 16 dentro de la estructura plana. El ancho de paquete es el tamaño de grano efectivo en estas microestructuras y tiene un efecto significativo en la resistencia de fractura de clivaje y la DBTT, con el ancho del paquete más fino benéfico para la resistencia a la fractura de clivaje y para disminuir la DBTT. En la presente invención el ancho del paquete promedio preferido es menor que aproximadamente 5 mieras, de mayor preferencia menos de aproximadamente 3 mieras, 'y aún de mayor preferencia menor que aproximadamente 2 mieras, especialmente cuando el diámetro del paquete se mide en la dirección a través del espesor de la chapa. El resultado total es que la resistencia de propagación de fisuración 12 es significativamente mejorada en una estructura fase triple de acero de la presente invención a partir de una combinación de factores que incluyen: la textura laminada, la ruptura del plano de fisuración en las interfaces de la interfase, y la deflexión de fisuración dentro de la segunda fase. Esto conduce al incremento sustancial en Sv y consecuentemente conduce a la disminución de DBTT. Además de los limites del paquete, la austenita retenida y la bainita inferior/interfaces de listón de martensita también ofrecen límites de ángulo elevados adicionales dentro de la segunda fase para superar la fisuración. Además, las capas de película de austenita retenida proporcionan el despuntado de una fisuración anticipada resultando en la absorción de energía adicional antes de que la fisuración se propague a través de las capas de película de austenita retenida. El despuntado ocurre por diversas razones. Primero, la austenita retenida FCC (como se define en la presente) no muestra comportamiento DBTT y los procesos de esfuerzo cortante restan el mecanismo de extensión de fisuración únicamente. En segundo lugar, cuando la carga/tensión excede uri cierto valor más elevado en la punta de fisuración, la austenita metastable puede experimentar una transformación inducida por la tensión o esfuerzo en la martensita que lleva encaminando a la Plasticidad Inducida por la TRansformación (TRIP) TRIP puede conducir a una absorción de energía significativa y a la intensidad de tensión de la punta de fisuración. Finalmente, el listón de martensita que se forma a partir del proceso TRIP tendrá diferente orientación del clivaje y el plano de inclinación que aquél de la bainita inferior preexistente o los constituyentes de listón de martensita que hacen la trayectoria de la fisuración más tortuosa. La FGB en la presente invención puede s.er un constituyente menor o predominante de la segunda fase en ciertas modalidades de la presente invención. La FGB de la presente invención tiene un tamaño de grano muy fino que imita el ancho del paquete medio del listón de martensita de grano fino/la microestructura compuesta de bainita inferior de grano fino descrita en lo anterior. La FGB puede formar durante el templado de la QST y/o enfriamiento por aire de la QST en el ambiente en los aceros de la presente invención, especialmente en el centro de una chapa de espesor, >25 mm, cuando la aleación total en el acero es baja y/o si el acero no tiene suficiente boro "efectivo", esto es boro que no se une al óxido y/o nitruro. En estos ejemplos, y dependiendo de la proporción de enfriamiento para el templado y la química de toda la chapa, FGB puede formar como un constituyente menor o predominante de la segunda fase. En la presente invención, el tamaño de grano medio preferido de FGB es menor que aproximadamente 3 mieras, de mayor preferencia menor que aproximadamente 2 mieras, y aún de mayor preferencia menor que aproximadamente 1 miera. Los granos adyacentes de FGB forman límites de ángulo elevado en los cuales la limitación de grano separa dos granos adyacentes cuya orientación cristolográfica difiere por más de aproximadamente 15° por lo que estos limites son muy efectivos para la deflexión de fisuración y en el incremento de la tortuosidad de fisuración. La FGB de la presente invención es un agregado que comprende aproximadamente 60% en volumen a aproximadamente 95% en volumen de ferrita bainitica y hasta aproximadamente 5% en volumen a aproximadamente 40% en volumen de partículas dispersadas de mezclas de listón de martensita y austenita retenida. En la FGB de la presente invención, la martensita es preferiblemente de un carbono bajo (<0.4% en peso), del tipo dislocado con poco o nada de unión y contiene austenita retenida dispersada. Esta martensita/austenita retenida es benéfica en la resistencia, tenacidad y DBTT. El % en volumen de la martensita/constituyentes de' austenita retenidos en el FGB puede variar dependiendo de la composición de acero y procesando aunque es ' preferiblemente menor que aproximadamente 40% en volumen, de mayor preferencia menor que aproximadamente 20% en volumen y aún de mayor preferencia menor que aproximadamente 10% en volumen de la FGB. Las partículas de martensita/austenita retenidas de la FGB son efectivas al proporcionar deflexión de fisuración adicional y tortuosidad dentro de la FGB. Aunque los enfoques microestructurales descritos anteriormente son útiles para disminuir la DBTT en la chapa de acero 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 ferritica más importantes están basados en un retículo cristalino cúbico de cuerpo centrado (BCC) . En tanto el sistema de cristal ofrece el potencial para proporcionar altas resistencias a bajo costo, sufre de una etapa de transición de una conducta de fractura quebradiza dúctil a quebradiza a medida que la temperatura disminuye. Esto se puede atribuir fundamentalmente a la fuerte sensibilidad de la tensión de esfuerzo cortante resuelto critico (CRSS) (definido en la presente) 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, la tensión critica para los procesos de fractura quebradiza tal como el clivaje es menos sensible a la temperatura. Por lo tanto, a medida que se desciende la temperatura, el clivaje se vuelve el modo de -fractura favorecido, 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 cruzar la pendiente con la deformación; es decir, un acero en cuya inclinación cruzada 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 Ni se conoce que promueven la inclinación cruzada, mientras que los elementos de aleación que estabilizan la BCC tales como Si, Al, Mo, Nb y V desalienta la inclinación cruzada. En la presente invención, el contenido de elementos de aleación que estabilizan FCC, tal como Ni, se optimizan preferiblemente, tomando en cuenta las consideraciones de costo y los efectos benéficos para disminuir la DBTT, con una aleación de Ni preferiblemente por lo menos aproximadamente 1.0% en peso y de mayor preferencia 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 intrínseca y microestructural que resulta de la combinación única de la química y procesamiento para aceros de acuerdo con esta invención, los aceros tienen una tenacidad a la temperatura criogénica excelente tanto en la chapa base como en la HAZ después de la soldadura. Las DBTT tanto en la chapa base como en la dirección transversal y la HAZ después de la soldadura de estos aceros es menor de aproximadamente -72°C (-80°F) y puede ser menor de aproximadamente -107°C (-160°F) . DBTT puede aún ser menor de aproximadamente -123°C (-190°F) . (2) Resistencia a la Tensión Mayor de 830 MPa (120 ksi) y Capacidad de Sección de Espesor La resistencia de las estructuras microcompuestas de fase triple se determinan por la fracción de volumen y la resistencia de las fases constituyentes. La resistencia del listón de martensita/segunda fase de bainita inferior principalmente es dependiente de su contenido de carbono. La resistencia del constituyente de segunda fase FGB de la presente invención se estima que es de aproximadamente 690 a 760 MPa (100 a 110 ksi) en la presente invención, un esfuerzo deliberado se hace para obtener la resistencia deseada principalmente controlando la fracción de volumen y haciendo la segunda fase de manera que la resistencia se obtiene en un contenido de carbono relativamente bajo con las ventajas acompañantes en la capacidad de soldadura y tenacidad excelente tanto en la acero base y el HAZ. Para obtener las resistencias a la tensión mayores de aproximadamente 830 MPa (120 ksi) y más altas, la fracción de volumen de la segunda fase está de manera preferible en el rango de aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen. Esto se logra seleccionando la temperatura de laminado de terminado apropiado para el laminado intercrítico. Un mínimo de aproximadamente 0.03% en peso C es preferido en la aleación total para lograr la resistencia a la tensión de al menos de aproximadamente 830 MPa (120 ksi) . Mientras que los elementos de aleación, diferentes al C, en aceros de acuerdo con esta invención son sustancialmente inconsecuenciales con respecto a la resistencia máxima obtenible en el acero, estos elementos son deseables, para proporcionar la capacidad de sección de espesor requerida para el espesor de la chapa igual o menor de aproximadamente 25 mm (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 chapa gruesa es más baja que aquella en la superficie. La microestructura de la superficie y el centro de este modo pueden ser muy diferentes al 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 chapa. En este respecto, las adiciones de Mn y Mo de aleaciones, y especialmente las adiciones combinadas de Mn, Mo y B, son particularmente efectivas. En la presente invención, estas adiciones se optimizan por la capacidad de endurecimiento, capacidad de soldadura, DBTT baja y consideraciones de costo. Como se mencionó previamente en esta especificación, desde el punto de vista de la disminuición de DBTT, es esencial que las adiciones de aleación de BCC totales se mantengan a un mínimo. Los objetivos y rangos de química preferidos se establecen para cumplir con estos y otros requerimientos de esta invención. Para diseñar la química de los aceros de la presente invención para lograr la resistencia y la capacidad de sección gruesa para el espesor de la chapa de igual, a o mayor que aproximadamente 25 mm, se ha encontrado útil en la presente invención utilizar el parámetro Nc, como se define en lo siguiente, como una guia en este diseño de aleaciones. Este parámetro toma en cuenta las potencias relativas de los elementos de aleación en el acero para predecir su influencia combinada en la capacidad de endurecimiento y resistencia del acero. Para cumplir los objetos de la presente invención respecto a la resistencia y ' la capacidad de sección gruesa, el Nc está preferiblemente en el rango de aproximadamente 2.5 a aproximadamente 4.0 para los aceros con adiciones B efectivas, y está preferiblemente en el rango de aproximadamente 3.0 a 4.5 para los aceros sin agregar B. De mayor preferencia, para aceros que contienen B de acuerdo con esta invención Nc es mayor que aproximadamente 2.8, aún de mayor preferencia mayor que aproximadamente 3.0. Para los aceros de acuerdo con esta invención sin agregar B, Nc preferiblemente es mayor que aproximadamente 3.3 y aún de mayor preferencia mayor que aproximadamente 3.5. Mientras que los valores Nc inferiores indican que el acero es más propenso a formar una segunda fase de FGB predominantemente, cuando se incrementa el valor NC/ el acero es propenso a proporcionar una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino o bainita inferior de grano fino. Generalmente para aproximadamente 25 mm de espesor de chapa, los aceros con Nc en un extremo elevado del rango preferido, que es, mayor que aproximadamente 3.0 para los aceros con adiciones B efectivos y 3.5 para los aceros sin agregar B, cuando se procesa de acuerdo con los objetos de esta invención resultan en una segunda fase predominantemente, de bainita inferior de grano fino/listón de martensita de grano fino. Estos aceros y microestructuras son particularmente adecuados para las resistencias que exceden 930 MPa (135 ksi) . Por otro lado los aceros con Nc en el rango de aproximadamente 2.5 a aproximadamente 3.0 para aceros con B efectiva y en el rango de aproximadamente 3.0 a aproximadamente 3.5 para aceros sin agregar B, cuando se procesa de acuerdo con los objetos de esta invención resultan en una FGB como la microestructura de segunda fase predominante. Estos aceros en las estructura y microestructuras son particularmente adecuados para las resistencias en el rango de aproximadamente 830 MPa (120 ksi) a aproximadamente 930 MPa (135 ksi) . Nc=12.0*C+Mn+0.8*Cr+0.15* (Ni-Cu) +0.4*Si+2.0*V+0.7*Nb+l .5*Mo donde el C, Mn, Cr, Ni, Cu, Si, V, Nb, Mo son su % en peso respectivo en el acero. (3) Soldabilidad Superior para la 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 la fisuración en frió o la fisuración de hidrógeno en la HAZ de grano grueso. Se ha encontrado que para aceros de la presente invención, la susceptibilidad a la fisuración en frío es criticamente afectada por el contenido de carbono y el tipo de microestructura HAZ, no por la dureza y el equivalente de carbono, que han sido considerados por ser los parámetros críticos en la técnica. Para poder evitar la fisuración en frió 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 limite superior preferido para la adición de carbono es de aproximadamente 0.1% en peso. Como se usa en la presente, sin limitar esta invención en ningún aspecto, "soldadura de baja admisión 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 bainita inferior o listón de martensita autotempladas ofrecen resistencia superior a la fisuración en frió. 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. Desempeño de los Elementos de Aleación en la Placa de Acero El desempeño de los diferentes elementos de aleación y de los limites preferidos en sus concentraciones para la presente invención se proporcionan en lo siguiente: Carbono (C) es uno de los elementos que proporciona resistencia más efectiva en el acero. También se combina con los formadores de carburo fuerte en el acero tal como Ti, Nb y V para proveer la inhibición del crecimiento de grano y la resistencia a la precipitación. El carbono también mejora la dureza, es decir, la capacidad de formar microestructuras más fuertes y más duras en el acero durante el enfriamiento. Si el contenido de carbono es de menos de aproximadamente 0.03% en peso, generalmente no es suficiente para inducir la resistencia deseada, de igual modo, mayor que 830 MPa (120 ksi) de resistencia a la tensión en el acero. Si el contenido de carbono es mayor que aproximadamente 0.12% en peso, generalmente, el acero es susceptible a un fisuración en frío durante la soldadura y la tenacidad se reduce en la chapa de acero y su HAZ al soldar. El contenido de carbono en el rango de aproximadamente 0.03% en peso a aproximadamente 0.12% en peso se prefiere para producir las microestructuras HAZ deseadas, de igual modo, el listón de martensita autotemplada y la bainita inferior. Aún de mayor preferencia, el límite superior para el contenido de carbono es aproximadamente 0.07% en peso. Manganeso (Mn) es un reforzador de matriz en aceros y también contribuye fuertemente a la capacidad de dureza. El Mn es una clave no costosa que permite la adición para prevenir FGB excesivo en las chapas de sección gruesas especialmente en el espesor medio de estas placas que puede llevar a la reducción de estas chapa en la resistencia. Una cantidad minima de 0.5% en peso de Mn es preferida para lograr la resistencia elevada deseada en el espesor de la chapa que excede aproximadamente 25 mm (1 pulgada) y un mínimo de aproximadamente í.0% en peso de Mn es aún más preferido. Adiciones de Mn de por lo menos aproximadamente 1.5% en peso son aún más preferidas para la resistencia de chapa elevada y la flexibilidad de procesamiento como Mn tiene un efecto dramático en la capacidad de dureza en niveles C inferiores de menos de aproximadamente 0.07% en peso. Sin embargo, demasiado Mn puede ser dañino a la tenacidad, de este modo se prefiere un limite superior de aproximadamente 2.5% en peso en la presente invención. Este limite superior también es preferido en la segregación de la línea central sustancialmente minimizada que tiende a ocurrir en un Mn elevado y aceros continuamente colados y la microestructura deficiente acompañante y las propiedades de tenacidad en el centro de la chapa. De mayor preferencia, el limite superior para el contenido de Mn es aproximadamente 2.1% en peso. Si el contenido en el niquel se incrementa pro arriba de aproximadamente 3% en peso, la resistencia elevada deseada puede lograrse en adiciones menores de manganeso. Por lo tanto, en un amplio sentido de hasta aproximadamente 2.5% en peso de manganeso se prefiere. Silicio (Si) se adiciona al acero para propósitos de desoxidación y un minimo 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. Por estas razones, cuando se adiciona Si, un límite superior de aproximadamente 0.5% en peso de Si se prefiere. De mayor preferencia, 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 como la tenacidad. La precipitación de carburo de niobio durante la laminación en caliente sirve para retardar la recristalización e inhibir el crecimiento de grano, con 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 capacidad de soldadura y la tenacidad en la HAZ, de este modo se prefiere un máximo de aproximadamente 0.1% en peso. De mayor preferencia, el limite 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 como en el HAZ del acero. De este modo, 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 un TiN más grueso o partículas de carburo de titanio y (TiC) . Un contenido de Ti por debajo de aproximadamente 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. De mayor preferencia, 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 propósito, y por lo menos aproximadamente 0.01% en peso de Al es mucho más preferido. El aluminio enlaza el nitrógeno disuelto en 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, arriba de aproximadamente 0.05% en peso, existe una tendencia para formar inclusiones de tipo óxido de aluminio (A1203) , que tienden a ser dañino para la tenacidad del acero y su HAZ. Aún de mayor preferencia, el 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 de este modo eleva la DBTT. Mo en exceso ayuda a provocar fisuración en frió al soldar y también tiende a deteriorar 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. De mayor preferencia, cuando se adiciona Mo, el acero contiene por lo menos aproximadamente 0.1% en peso de Mo y no más de aproximadamente 0.3% en peso de Mo. Cromo (Cr) tiende a incrementar la dureza del acero al templarlo directamente. Cr también mejora la resistencia a la corrosión y la resistencia a la fisuración inducida por hidrógeno (HIC) . Similar a Mo, el Cr excesivo tiende a provocar fisuración en frió 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. De mayor preferencia, cuando Cr se adiciona, el contenido de Cr es de aproximadamente 0.2% en peso a aproximadamente 0.6% en peso. Niquel (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 inclinación cruzada y con esto disminuye la DBTT. Aunque no al mismo grado que las adiciones de Mn y o, la adición de Ni al acero también promueve la dureza y or lo tanto la uniformidad a través del espesor en la microestructura y las propiedades en los cortes gruesos (es decir, más grueso de aproximadamente 25 mm (1 pulgada)). Para lograr la DBTT deseada en la HAZ de soldadura, el contenido de Ni mínimo contiene preferiblemente aproximadamente 1.0% en peso, de mayor preferencia aproximadamente 1.5% en peso, aún de mayor preferencia aproximadamente 2.0% 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, de mayor preferencia menor que aproximadamente 2.5% en peso, de mayor preferencia menor de aproximadamente 2.0% en peso y aún de mayor preferencia 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 chapa base y la HAZ. Un contenido de Cu más alto puede causar un resquebrajamiento durante el colado de la placa y la laminación en caliente, requiriendo co-adiciones de Ni para la mitigación. Por las razones anteriores, cuando se adiciona cobre a los aceros de esta invención un limite superior de aproximadamente 1.0% en peso de Cu se prefiere, y aún más preferido es un límite superior de aproximadamente 0.4% en peso de Cu. Boro (B) en pequeñas cantidades puede incrementar ampliamente la dureza del acero a muy bajo costo y promover la formación de microestructuras de acero de bainita inferior y listón de martensita aún en chapas de corte grueso (> 25mm (1 pulgada)), para suprimir la formación de PF, UB, DUB, ambos en la chapa base y en el HAZ de grano grueso. Generalmente, por lo menos aproximadamente 0.0004% en peso de 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 un limite superior de aproximadamente 0.0015% 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. DESCRIPCIÓN Y EJEMPLOS DE ACEROS DE ACUERDO CON ESTA INV?NCION Un calentamiento de 136.078 kg (300 lb) de cada aleación química mostrada en la Tabla II se fusionó en inducción al vacío (V M) , el colado en cualesquiera de los lingotes redondos o placas de por lo menos 130 mm de espesor y subsecuentemente forjados o maquinados a 130 mm por 130 mm por 200 mm de placas grandes. Uno de los lingotes VIM redondos fue la refusión en arco al vacío (VAR) subsecuentemente en un lingote redondo y forjado en una placa. Las placas se procesaron TMCP en un molino de laboratorio como se describe en lo siguiente. La Tabla II muestra la composición química de aleaciones utilizadas por TMCP. TABLA II Aleacion Bl B2 B3 B4 B5 Fusión VIM VIM VIM+VAR VIM VIM C (% en peso) 0.060 0.060 0.053 0.040 0.034 Mn(% en peso) 1.40 1.49 1.72 1.69 1.59 Ni ( % en peso) 2.02 2.99 2.07 3.30 1.98 Mo (% en peso) 0.20 0.21 0.20 0.21 0.20 Cu(% en peso) 0.30 0.30 0.24 0.30 0.29 Nb(% en peso) 0.032 0.032 0.029 0.033 0.028 Si(% en peso) 0.09 0.09 0.12 0.08 0.08 Ti(% en peso) 0.013 0.013 0.009 0.013 0.008 Al ( % en peso) 0.013 0.015 0.001 0.015 0.008 B (ppm) 9 10 13 11 11 0 (ppm) 14 18 8 15 15 S (ppm) 17 16 16 17 19 N (ppm) 21 20 21 22 16 P (pmm) 20 20 20 20 20 Cr ( % en peso) — — — 0.05 0.21 Nc 2.83 3.08 3.07 3.11 2.86 Las placas fueron primero recalentadas a una temperatura en el rango de aproximadamente 1000°C a aproximadamente 1050°C (1832°F a aproximadamente 1922°F) durante aproximadamente 1 hora antes de iniciar el laminado de acuerdo con los horarios de TMCP mostrados en la Tabla III: TABLA III Paso Espesor (mm) Temperatura ° C después del paso Bl B2 B3 B4 B5 o' 130 1044 1001 988 1004 1000 1 117 972 974 971 973 972 2 100 961 963 961 963 961 Retraso, voltear la pieza de lado 3 85 868 871 867 871 870 4 72 856 859 856 861 860 61 847 849 847 848 850 6 51 839 839 837 838 838 7 43 828 830 828 826 829 Retraso, voltear la pieza de lado 8 36 699 670 700 652 707 9 30 688 662 688 640 685 25 678 650 677 630 676 ?C . °. -> . v m +- 11 Velocidad de enfriamiento 26 25 a QST (°C/s) Espesor de estructura 3.08 3.02 2.67 3.26 3.2Í plana, mieras (medido a del espesor de la chapa) La resistencia a la tensión transversa y DBTT de las chapas de las Tablas II y III se resumen en la Tabla IV.

Las resistencias a la tensión y las DBTT resumidas en la Tabla IV se midieron en la dirección transversa, es decir, una dirección que está en el plano del laminado pero perpendicular a la dirección de la chapa, en donde las dimensiones largas del espécimen de prueba de tensión y la barra de prueba de muesca Charpy V fueron sustancialmente paralelas en esta dirección con la propagación de la fisuración sustancialmente perpendicular a esta dirección. Una ventaja significante de esta invención es la capacidad de obtener los valores DBTT resumidos en la Tabla IV en la dirección transversa en la Forma descrita en la oración precedente. Siguiendo el TMCP mostrado en la Tabla III, la microestructura de la muestra B3 de chapa comprende (i) aproximadamente 10% en volumen en ferrita (ferrita predominantemente deformada) y (ii) segunda fase que comprende predominantemente aproximadamente (70% en volumen) listón de martensita de grano fino y (iii) aproximadamente 1.6% en volumen de las capas de austenita retenida en los limites de listón martensita. Los otros constituyentes menores de la microestructura fueron FGB. De esta manera, la microestructura de la muestra B3 de placa con B efectiva satisface una de las modalidades de esta invención. Esto resulta en resistencia excelente elevada y DBTT en la dirección transversa como se muestra en la Tabla IV. Por otro lado, las muestras Bl, B2, B4 y B5 de chapa tienen microestructuras variables que cumplen los objetos de esta invención, con ferrita en 'el rango desde aproximadamente 10% en volumen a aproximadamente 20% en volumen (predominantemente ferrita deformada) , y la segunda fase de predominantemente hasta aproximadamente 75% en volumen de FGB. La cantidad de austenita retenida en estas muestras de chapa también es variable, pero menor que aproximadamente 2.5% en volumen en todas las muestras. Los otros constituyentes menores en todas estas cuatro chapas incluyen listón de martensita de grano fino. De esta manera, estas chapas satisfacen otra modalidad en donde la segunda fase es predominantemente FGB. En este caso la resistencia es un poco inferior, en el rango de 870 MPa a 945 MPa (126 ksi a 137 ksi) pero una vez más los aceros ofrecen excelente tenacidad.

El boro en las muestras Bl, B2, B4 y B5 de chapa es parcialmente atado con el oxígeno elevado en estas chapas (Tabla II) y por lo tanto, no completamente efectivo como es el caso en la muestra B3 de chapa. De esta manera, todas estas chapas con FGB como la microestructura de segunda fase predominante tienen B parcialmente efectivo y/o Nc bajo 3.0, ambas de las cuales promueven la formación de FGB con el procesamiento de esta invención. Refiriéndose ahora a la Figura 3, un ejemplo de la microestructura fase triple de los aceros con B efectivo y con Nc excediendo aproximadamente 3.0 cuando se procesan de acuerdo con los objetos de esta invención es representada por una micrografía de transmisión de electrones. La micrografia de electrón de transmisión de la Figura 3 muestra una microestructura que comprende la ferrita 31 deformada, listón de martensita 32 de grano fino, y austenita 33 retenida. Esta microestructura puede proporcionar resistencias elevadas (transversas) de aproximadamente 1000 MPa y mayor más con DBTT excelente en la dirección transversa, la Tabla IV. La Figura 4 representa un ejemplo de una microestructura de aceros con B parcialmente efectivo y/o Nc bajo de acuerdo a esta invención que tiene una segunda fase de microestructura FGB predominantemente. La micrografía de electrón de transmisión de la Figura 4 muestra una microestructura que comprende ferrita 41 bainítica y partículas de martensita/ austenita 42 retenida. Esta microestructura puede proporcionar resistencias que exceden 830 MPa (120 ksi) con DBTT excelente en la dirección transversa. TABLA IV Aleación Bl B2 B3 B4 B5 Resistencia a la 880 945 1035 940 870 tensión, MPa (ksi) :i28: (137) (150) (136) (126) DBTT, °C (°F) -158 -129 -144 -128 -140 (-250) (-200) (-225) (-200) (-220) (4) Composición de Acero Preferida Cuando se Requiere un 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 pérdida de resistencia en la chapa base al igual que en la HAZ de soldadura debido 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, de preferencia modificada por la 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 base y HAZ con PWHT. Esta resistencia está diseñada para desplazar sustancialmente la pérdida de resistencia con el PWHT. Sin embargo, una resistencia de VC excesiva debe evitarse ya que puede degradar la tenacidad y elevar la DBTT tanto en la chapa base como en su HAZ. 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. De mayor preferencia aproximadamente O.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 del estado de la tecnología, 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 capacidad de corte grueso para los espesores de corte iguales o que exceden aproximadamente 25 mm (1 pulgada) . Estos aceros nuevos preferiblemente tienen un contenido de níquel menores 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 de mayor preferencia mayor de aproximadamente 900 MPa (130 ksi) y aún de mayor preferencia mayor de aproximadamente 1000 MPa (145 ksi), las temperaturas de transición de dúctil a frágil (DBTTs) para metal base en la dirección transversa abajo de -62°C (-80°F), preferiblemente abajo de aproximadamente -73°C (-100°F), de mayor preferencia debajo aproximadamente -100°C (-150°C) , y aún de mayor preferencia debajo de aproximadamente" -123°C (-190°F) y ofrece una excelente tenacidad en DBTT. Estos aceros novedosos pueden tener una resistencia a la tensión mayor de aproximadamente 930 MPa (135 ksi) , o mayor que aproximadamente 965 MPa (140 ksi) o mayor que aproximadamente 1000 MPA (145 ksi) . El contenido de níquel de este acero puede ser incrementado alrededor de aproximadamente 3% en peso si se desea para incrementar el funcionamiento después de la soldadura. Cada adición de 1 % en peso de adición de niquel se espera abajo de DBTT del acero por aproximadamente 10 °C (18°F) . El contenido de niquel preferiblemente menor que 9% en peso, de mayor preferencia menor que aproximadamente 6% en peso. El contenido de níquel es minimizado preferiblemente para minimizar el costo del acero. Mientras 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 transformación ci: comienza 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; AF Ferrita acicular A1203 : óxido de aluminio; temperatura de la temperatura a la cual la transformación ri : transformación de la austenita a ferrita o a ferrita más cementita se completa durante el enfriamiento; temperatura de la temperatura a la cual la transformación Ar3: austenita empieza a transformarse en ferrita durante el enfriamiento; BCC: cúbico de cuerpo centrado; Cementita carburo rico en hierro velocidad de enfriamiento: velocidad de enfriamiento en el centro o sustancialmente en el centro, del espesor de la chapa; CRSS (tensión de esfuerzo una propiedad intrínseca de un cortante resuelta crítica) : acero, sensible a la facilidad con la cual pueden inclinarse transversalmente las dislocaciones con la deformación, es decir, 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 fractura en aceros Transición de Dúctil a estructurales; a temperaturas Frágil) : por debajo de DBTT, la falla tiende a ocurrir por una fractura de clivaje (quebradiza) de baja energía, mientras que a temperaturas por debajo de DBTT, la falla tiende a ocurrir por una fractura dúctil de alta energía; Ferrita defprmada (DF) : Como se utilizó en la descripción de esta invención, la ferrita que se forma a partir de la descomposición de austenita, durante la exposición intercritica y que padece la deformación debido a la laminación en caliente subsecuente a su formación Fase doble: Como se utiliza en la descripción de esta invención, por lo menos de dos fases; DUB: Bainita superior degenerada; Tamaño de grano efectivo: Como se utiliza en la descripción de esta invención, con referencia al espesor de la estructura plana de austenita media en el término del laminado en TMCP de acuerdo con esta invención y al ancho del paquete medio o el tamaño de grano promedio con el término de la transformación de las estructuras planas de austenita, a paquetes de listón de martensita de grano fino y/o bainita inferior de grano fino o FGB, respectivamente . esencialmente : sustancialmente 100% en vol; FCC : cúbico de cara centrado; FGB (bainita de granulo Como se utiliza en la fino) : descripción de esta invención, un agregado que comprende aproximadamente 60% en volumen a Aproximadamente 9° en volumen de ferrita bainitica y hasta aproximadamente 5% en volumen a aproximadamente 40% en volumen de partículas dispersadas de mezcla de listón de martensita y austenita retenida; grano : un cristal individual en un material policristalino; límite de grano: una zona estrecha en un metal que corresponde a la transición de una orientación cristalográfica a otra, de este modo separando un grano de otro; HAZ: zona termoafectada; HIC: fisuración inducida por hidrógeno; límite o interfase de límite o interfase que alto ángulo: efectivamente se comporta como un límite de grano de alto ángulo, es decir tiende a desviar una fisuración de propagación o fractura y, de este modo induce la tortuosidad en una trayectoria de fractura; límite de grano de alto un limite de grano que separa ángulo : dos granos adyacentes cuyas orientaciones cristalográficas difieren por más de aproximadamente 8°C; HSLA: alta resistencia de baja aleación; intercríticamente recalentado: calentado (o recalentado) a una temperatura desde aproximadamente la temperatura de transformación Ac_ a aproximadamente la temperatura de transformación Ac3; rango de temperatura desde aproximadamente la intercritico: temperatura de transformación ci 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 baja admisión soldadura con energías de arco de calor: de hasta aproximadamente 2.5 kJ/mm (7.6 kJ/pulgadas) ; MA: martensita-austenita; distancia de inclinación tamaño de grano efectivo; promedio : menor como se utiliza en la descripción de la presente invención, quiere decir menos de aproximadamente 50 porciento en volumen; temperatura de la temperatura a la cual la transformación Ms; transformación de la austenita a la martensita inicia durante el enfriamiento; Nc Un factor definido por la química del acero como {Nc=12.0*C+Mn+0.8*Cr+0.15* (Ni- Cu) +0.4*Si+2.0*V+0.7*Nb+l .5*Mo }, donde el C, Mn, Cr, Ni, Cu, Si, V, Nb, Mo representan su % en peso respectivo en el acero; PF: ferrita poligonal predominantemente/predominante como se usa al describir la : presente invención, significa por lo menos aproximadamente 50 por ciento en volumen; tamaño de grano de tamaño de grano de austenita austenita anterior: promedio en una chapa 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, como en opuesto al enfriamiento por aire; Temperatura de Detención la temperatura más elevada, o de Templado (QST) : sustancialmente más elevada, alcanzada en la superficie de la chapa, después de que el apagado se detiene, debido al calor transmitido del espesor medio de la chapa; Ra; Austenita retenida; placa: una pieza de acero que tiene cualquier dimensión; Sv: área interfacial total de los limites de alto ángulo por volumen de unidad en una chapa de acero; resistencia a la tensión: en una prueba de tensión, la relación de la carga máxima a la área de corte transversal original; capacidad de corte grueso la capacidad para proporcionar sustancialmente la microestructura deseada y propiedades (por ejemplo, resistencia y tenacidad, particularmente en espesores iguales o mayores de aproximadamente 25mm (1 pulgada) ; Dirección a través del espesor una dirección que es ortogonal al plano de la laminación 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 termomecánica. Dirección transversa: Una dirección que esta en el plano del laminado pero perpendicular a la dirección de laminado de la chapa: Fase triple; Como se utiliza en la descripción de esta invención, por lo menos de tres fases; UB: Bainita superior VAR: Arco de vacío refundido; y VIM: Inducción al vacio fusionado.

Claims (27)

1. REIVINDICACIONES 1. Un método para preparar una chapa de acero de fase triple que tiene una microestructura que comprende no más de aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, bainita granulada fina (FGB), o mezclas de las mismas, y no más de aproximadamente 10% en volumen de una tercera fase de austenita retenida, el método caracterizado porque comprende las etapas de: (a) calentar una placa de acero a una temperatura de recalentamiento (i) suficientemente elevada para 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 los granos de austenita iniciales finos en la placa de acero; (b) reducir la placa de acero para formar la chapa 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 chapa de acero en uno o más pasos de laminación en caliente en un segundo rango de temperatura por debajo de la temperatura Tnr y por encima de aproximadamente la temperatura de transformación Ar3; (d) reducir adicionalmente la chapa de acero en uno o más pasos de laminación en caliente en un tercer rango de temperatura entre aproximadamente la temperatura de transformación Ar3 y aproximadamente la temperatura de transformación Ar..; (e) templar la placa de acero a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo (18°F/segundo-72°F/segundo) a una Temperatura de Detención de Templado debajo de aproximadamente 600°C (1110°F); y (f) detener el templado, para facilitar la transformación de la microestructura de la placa de acero a aproximadamente no más de 40% en volumen de la primera fase de ferrita, a aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, bainita granular fina (FGB) o mezclas de las mismas, y no más de aproximadamente 10% en volumen de la tercera fase de austenita retenida.
2. 2. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la etapa (f) se reemplaza con lo siguiente: (f) detener el templado, las etapas se realizan de manera que facilitan la transformación de la microestructura de la chapa de acero a no más de aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita deformada, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, bainita granulada fina (FGB) , o mezclas de las mismas, y no más de aproximadamente 10% en volumen de una tercera fase de la austenita retenida.
3. 3. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la etapa (f) se reemplaza con lo siguiente: (f) detener el templado, las etapas son realizadas de manera que facilitan la transformación de la microestructura de la placa de acero a no más de aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de predominantemente bainita granulada fina (FGB) , y no más de aproximadamente 10% en volumen de una tercera fase de la austenita retenida.
4. 4. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la etapa (f) se reemplaza con lo siguiente: (f) detener el templado, las etapas son realizadas de manera que facilitan la transformación de la microestructura de la chapa de acero a no más de aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de predominantemente listón de martensita de grano fino, bainita inferior de grano fino, o mezclas de las mismas, y no más de aproximadamente 10% en volumen de una tercera fase de la austenita retenida.
5. 5. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la etapa (f) se reemplaza con lo siguiente: (f) detener el templado, las etapas son realizadas de manera que facilitan la transformación de la microestructura de la chapa placa de acero a no más de aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita deformada, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de bainita de grano granulada fina (FGB) predominantemente, bainita inferior de grano fino, o mezclas de las mismas, y no más de aproximadamente 10% en volumen de una tercera fase de la austenita retenida.
6. 6. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la etapa (f) se reemplaza con lo siguiente: (f) detener el templado, las pasos son realizadas de manera que facilitan la transformación de la microestructura de la placa de acero a no más de aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita deformada, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, o mezclas de las mismas, y no más de aproximadamente 10% en volumen de una tercera fase de la austenita retenida.
7. 7. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la temperatura de recalentamiento de la etapa (a) está entre aproximadamente 955°C y aproximadamente 110°C (1750°F - 2012°F)
8. 8. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque los granos de austenita finos iniciales de la etapa (a) tienen un tamaño de grano de menor de aproximadamente 120 mieras.
9. 9. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque una reducción en el espesor de la placa de acero de aproximadamente 30% a aproximadamente 70% ocurre en la etapa (b) .
10. 10. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque una reducción en el espesor de la chapa de acero de aproximadamente 40% a aproximadamente 80% ocurre en la etapa (c) .
11. 11. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque una 'reducción en espesor de la chapa de acero de aproximadamente 15% a aproximadamente 50% ocurre en la etapa (d) .
12. 12. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque además comprende la etapa de permitir que la chapa de acero se enfríe por aire a temperatura ambiente después de la detención del templado en la etapa (f) • 13. 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 0.03% 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 Ti, aproximadamente 0.001% a aproximadamente 0.05% de
13. Al, y aproximadamente 0.002% a aproximadamente 0.005% de
14. N. 14. El método de conformidad con la reivindicación 13, caracterizado porque la placa de acero comprende por lo menos aproximadamente 6% en peso de Ni.
15. 15. El método de conformidad con la reivindicación 13, caracterizado porque lá 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.
16. 16. El método de conformidad con la reivindicación 13, 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) aproximadamente 0.1% en peso a aproximadamente 1.0% en peso de Cu, (vi) hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn y (vii) de aproximadamente 0.0004% en peso a aproximadamente 0.0020% en peso de B.
17. 17. El método de conformidad con la reivindicación 13, caracterizado porgue la placa de acero comprende además aproximadamente 0.0004% en peso a aproximadamente 0.0020% en peso de B.
18. 18. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque después la etapa (f), la chapa de acero tiene una DBTT inferior que aproximadamente -62°C (-80°F) en la chapa base y su HAZ tiene una resistencia a la tensión mayor que aproximadamente 830 MPa (120 ksi) .
19. 19. Una chapa de acero fase triple que tiene una microestructura caracterizada porque comprende no más de aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita, aproximadamente 50% en volumen de una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino bainita granular fina (FGB) o mezclas de las mismas y no más de aproximadamente 10% en volumen de una tercera fase de austenita retenida, que tiene una resistencia a la tensión mayor de aproximadamente 830 MPa (120 ksi) y que tiene un DBTT de menos de aproximadamente -62°C (-80°F) en tanto en la chapa de acero como en su HAZ, y en donde la chapa de acero se produce a partir de una placa de acero recalentado que comprende hierro y los siguientes elementos de aleación en los porcentajes de peso indicados: aproximadamente 0.03% 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 Ti, aproximadamente 0.001% a aproximadamente 0.05% de Al, y aproximadamente 0.002% a aproximadamente 0.005% de N.
20. 20. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 19, caracterizada porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 6% en peso de Ni .
21. 21. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 19, caracterizada 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.
22. 22. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 19, caracterizada además porque comprende por lo menos un aditivo seleccionado del grupo 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, (vi) hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn, y (vii) aproximadamente 0.004% en peso a aproximadamente 0.0020% en peso de B.
23. 23. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 19, caracterizada porque además comprende aproximadamente 0.0004% en peso a aproximadamente 0.0020% en peso de B.
24. 24. La chapa de acero de conformidad con la < reivindicación 19, caracterizada porque la microestructura se optimiza para maximizar sustancialmente la tortuosidad de trayectoria de fisuración por el procesamiento de laminación controlada termomecánico que proporciona una pluralidad de 7? interfases de ángulo elevado entre la primera fase de la ferrita y la segunda fase del listón de martensita predominantemente de grano fino, la bainita inferior de grano fino, la bainita granular fina (FGB) o mezclas de las mismas.
25. 25. Un método para incrementar la resistencia a la propagación de fisuración de una chapa de acero de fase triple, el método está caracterizado porque comprende procesar la chapa de acero para producir una microestructura que comprende no más de aproximadamente 40% en volumen de una primera fase de ferrita, aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, bainita granular fina (FGB) o mezclas de las mismas, y no más de aproximadamente 10% en volumen de una tercera fase de austenita retenida, la microestructura se optimiza para maximizar sustancialmente la tortuosidad de trayectoria de fisuración por el procesamiento de laminación controlada termomecánica que proporciona una pluralidad de interfases de ángulo elevado entre la primera fase de ferrita y la segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, la bainita inferior de grano fino, la bainita granular fina (FGB), o mezclas de las mismas.
26. 26. El método de conformidad con la reivindicación 25, caracterizado porque la resistencia a la propagación de fisuración de la chapa de acero además es mejorada, y la resistencia a la propagación de fisuración de HAZ de la chapa de acero cuando se suelda se incrementada, agregando por lo menos aproximadamente 1.0% en peso de Ni a almenos de aproximadamente 9% de Ni sustancialmente minimizando la adición de los elementos estabilizadores de BCC.
27. 27. Un método para controlar la relación media de la longitud de grano de austenita al espesor de grano de austenita durante el procesamiento de una chapa de acero de fase triple hiperresistente para incrementar la tenacidad transversa y la DBTT transversa de la chapa de acero de fase triple, el método 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, (ii) disolver sustancialmente todos los carburos y carbonitruros de niobio y vanadio en la placa de acero y (iii) establecer los granos de austenita iniciales finos en la placa de acero; (b) reducir la placa de acero para formar la chapa 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 chapa de acero en uno o más pasos de laminación en caliente en un segundo rango de temperatura por debajo de la temperatura Tnr y por encima de aproximadamente la temperatura de transformación Ar3; (d) reducir adicionalmente la chapa de acero en uno o más pasos de laminación en caliente en un tercer rango de temperatura entre aproximadamente la temperatura de transformación Ar3 y aproximadamente la temperatura de transformación Ari para producir una relación promedio de la longitud de grano de austenita al espesor de grano de austenita de menos de aproximadamente 100 en la chapa de acero; (e) templar la placa de acero a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 10°C por segundo (18°F/seg) a una Temperatura de Detención de Templado debajo de aproximadamente 600°C (1110°F) ; y (f) detener el templado, para producir la microestructura de la chapa de acero a aproximadamente no más de 40% en volumen de la primera fase de ferrita, a aproximadamente 50% en volumen a aproximadamente 90% en volumen de una segunda fase de listón de martensita predominantemente de grano fino, bainita inferior de grano fino, bainita granular fina (FGB) o mezclas de las mismas, y no más de aproximadamente 10% en volumen de la tercera fase de austenita retenida.