MXPA01006271A - Aceros de uso hiperresistentes con excelente tenacidad a la temperatura criogenica. - Google Patents

Aceros de uso hiperresistentes con excelente tenacidad a la temperatura criogenica.

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Abstract

Un acero de baja aleacion, soldable, hiperresistente con excelente tenacidad a temperatura criogenica en la chapa base y en la zona termoafectada (HAZ) cuando se suelda, tiene una resistencia a la tension mayor de aproximadamente 830 MPa (120 ksi) y una microestructura que comprende (i) bainita inferior predominantemente de grano fino, liston de martensita de grano fino, bainita granular fina (FGB), o mezcla de las mismas, y (ii) hasta aproximadamente 10% en volumen de austenita retenida, se prepara calentando una placa de acero que comprende hierro y los porcentajes de peso especificos de algunos o todos los aditivos de carbono, manganeso, niquel, nitrogeno, cobre, cromio, 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 cual la austenita recristaliza; terminar el laminado de la chapa en uno o mas pasos en un rango de temperatura por debajo de la temperatura de recristalizacion de austenita y encima de la temperatura de transformacion Ar3; templar la chapa laminada terminada a una Temperatura de Detencion de Templado (QST); detener el templado; y cualquiera de los dos durante un periodo de tiempo, mantener la chapa sustancialmente en forma isotermica a la QST o enfriar lentamente la chapa antes de enfriar por aire, o simplemente enfriar por aire la chapa a temperatura ambiente.

Description

ACEROS DE USO HIPERRESISTENTES CON EXCELENTE TENACIDAD D TEMPERATURA CRIOGÉNICA DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Esta invención se relaciona con chapas de acero baja aleación, soldables, hiperresistentes, con excele tenacidad a la temperatura criogénica tanto en la chapa b como en la zona termoafectada (HAZ) cuando se sueld Además, esta invención está relacionada con un método p producir tales chapas de acero. Se definen varios términos en la siguie especificación. Por conveniencia, se proporciona en presente, un Glosario de términos inmediatamente antes de reivindicaciones . Frecuentemente, existe la necesidad de almacena transportar fluidos volátiles presurizados a temperatu criogénicas, es decir, a temperaturas menores aproximadamente -40°C (-40°F) . Por ejemplo, existe necesidad de contenedores para almacenar y transportar natural licuado presurizado (PLNG) a una presión en el amp rango de aproximadamente 1035 kPa (150 psia) aproximadamente 7590 kPa (1100 psia) y a una temperatura el rango de aproximadamente -123°C (-190°F) a aproximadame -62°C (-80°F) . También existe la necesidad de contenedo para almacenar y transportar en forma segura y económicame otros fluidos volátiles con alta presión de vapor, tal c 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 cli aje (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 níquel convencionalmente usados para aplicaciones estructurales a temperatura criogénica, por ejemplo, aceros con contenidos de níquel 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 níquel 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. Así, el uso de estos aceros que contienen níquel en aplicaciones a temperatura criogénica que soportan carga, tienden a ser costosos debidos al alto costo del acero combinado con los espesores de acero requeridos. Por otro lado, varios aceros comercialmente disponibles, de estado actual de la 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) bajo costo, pero sufren de DBTTs relativamente elevadas e general y especialmente en la zona termoafectada (HAZ) de l soldadura. Generalmente, con estos aceros existe la tendenci de que la soldabilidad y la tenacidad a baja temperatur disminuyan a medida que la resistencia a la tensión aumente Es por esta razón que los aceros del estado actual de l tecnología HSLA comercialmente disponibles hoy en dí generalmente no se consideran para aplicaciones a temperatur criogénica. La DBTT elevada de la HAZ en estos aceros e generalmente debido a la formación de estructur microcompuestas indeseables que surgen de los sitios térmico de la soldadura en las HAZs intercríticamente recalentadas de grano grueso, es decir, HAZs calentadas a una temperatur de aproximadamente la temperatura de transformación Acx aproximadamente la temperatura de transformación Ac3 (Véas Glosario para definiciones de temperaturas de transformació Aci y Ac3) . La DBTT incrementa significativamente con e tamaño de grano incrementado y fragiliza los constituyente microestructurales, como las islas martensita-austenita (MA) en la HAZ. Por ejemplo, la DBTT para la HAZ en una tuberí XI00 de acero de HSLA del estado actual de la tecnología par transmisión de gas y petróleo, es mayor que aproximadament -50°C (-60°F) . Existen- incentivos significantes en lo sectores de almacenaje y transportación de energía par desarrollo de nuevos aceros que combinan las propiedades d tenacidad a baja temperatura de los aceros que contiene níquel comercial antes mencionado con la alta resistencia bajo costo que se atribuyen a los aceros HSLA, mientras qu también proporcionan soldabilidad excelente y capacidad d corte grueso deseado, es decir, la capacidad de proporciona sustancialmente la estructura microcompuesta y propiedade deseadas (por ejemplo, resistencia y tenacidad particularmente en espesores iguales a o mayores d aproximadamente 25 mm (1 pulgada) . En las aplicaciones no criogénicas, la mayoría d los aceros HSLA de bajo y medio carbono comercialment disponibles, del estado actual de la tecnología, debido a s tenacidad relativamente baja a altas resistencias, se diseña ya sea a una fracción de sus resistencia, o alternativamente se procesan a resistencias más bajas para obtener un tenacidad aceptable. En aplicaciones de ingería, esto enfoques llegan a espesores de corte incrementados y por l tanto, pesos de componente más altos y finalmente costos má altos para los que el potencial de alta resistencia de lo aceros HSLA podría totalmente usarse. En algunas aplicacione críticas, como engranes 'de alto rendimiento, aceros qu contienen más de aproximadamente 3% en peso de Ni (tales com AISI 48XX, SAE 93XX, ' etc.), son usados para mantene suficiente tenacidad. Este enfoque lleva a penalidades d costo sustanciales para tener "'acceso a la resistenci superior de los aceros HSLA. Un problema adicional que s encuentra con el uso de aceros HSLA comerciales estándar e el rompimiento por hidrógeno en la HAZ, particularment cuando se utiliza la soldadura de baja entrada de calor. Existen incentivos económicos significativos y un necesidad de diseño definida por una mejora de bajo costo d tenacidad en acero de baja aleación hiperresistentes y d alta resistencia. Particularmente, existe la necesidad de u acero con precio razonable que tenga una hiperresistencia por ejemplo, resistencia a la tensión mayor de 830 MPa (12 ksi) , y excelente tenacidad a temperatura criogénica, po ejemplo, DBTT más baja de aproximadamente -62°C (-80°F) tant en la chapa base cuando se prueba en la dirección transversa (véase Glosario para la definición de la direcció transversal) como en la HAZ, para usarse en aplicaciones temperatura criogénica comercial. Consecuentemente, los objetos principales de l presente invención son mejorar la tecnología del acero HSL del estado actual de la tecnología para su aplicación temperaturas criogénicas en estas tres áreas claves: (i bajar la DBTT a menos de proximadamente -62°C (-80°F) en l chapa base en la dirección transversal y la soldadura HAZ (ii) lograr resistencia a la tensión mayor de aproximadament 830 MPa (120 ksi) , y (iii) proporcionar una soldabilida superior. Otros objetos de la presente invención son logr los aceros HSLA antes mencionados con capacidad de cort grueso de preferencia para espesores mayores aproximadamente 25 mm (1 pulgada) y para hacerlo así utiliz técnicas de procesamiento actuales comercialmente disponible para que el uso de estos aceros en procesos de temperatur criogénica comercial sea económicamente viable. En relación con los objetos antes establecidos la presente invención, se proporciona una metodología d procesamiento en donde una placa de acero de baja aleación d la química deseada se recalienta a una temperatura apropiada enseguida se chapa en caliente para formar la chapa de acer y enfriar rápidamente, al final de la laminación en caliente mediante templado con un fluido adecuado, tal como agua, una Temperatura de Detención de Templado (QST) adecuado, par producir una microestructura que comprende (i) bainit inferior predominantemente de grano fino, listón martensita de grano fino, bainita granular fina (FGB) , mezclas de las mismas, y (ii) hasta aproximadamente 10% e volumen de austenita retenida. La FGB de la present invención es un agregado que comprende ferrita bainítica com un constituyente mayor (al menos aproximadamente 50% e volumen) y partículas de las mezclas de martensita austenita retenidas comb constituyentes menores (menor qu aproximadamente 50% en volumen) . Como se utiliza en l descripción de la presente invención, y en la reivindicaciones, "predominantemente", "predominante" "mayor" todos significan por lo menos aproximadamente 50 po ciento en volumen y "menor" significa menos d aproximadamente 50% en volumen. Con respecto a las etapas de procesamiento de est invención: en algunas modalidades, una QST adecuada e temperatura ambiente. En otras modalidades, una QST adecuad es una temperatura mayor que la temperatura ambiente y e templado es seguido por enfriamiento lento adecuado temperatura ambiente, como se describe en mayor detalle continuación. En otras modalidades, una QST adecuada pued estar debajo de la temperatura ambiente. En una modalidad d esta invención, siguiendo el templado a una QST adecuada, l chapa de acero es enfriada lentamente por enfriamiento po aire a temperatura ambiente. En otra modalidad, la chapa d acero se mantiene de manera sustancial e isotérmicamente a l QST durante aproximadamente cinco (5) minutos, seguido po enfriamiento por aire a temperatura ambiente. En aún otr modalidad, la chapa de acero es enfriada lentamente a un velocidad menor de aproximadamente 1.0°C por segund (1.8°F/sec) hasta aproximadamente cinco (5) minutos, seguid por enfriamiento por aire a temperatura ambiente. Como s utiliza en la descripción de la presente invención, e templado se refiere al enfriamiento acelerado por cualquie medio, por lo que un fluido seleccionado por su tendencia a aumentar la velocidad de enfriamiento del acero es utilizado, como opuesto al enfriamiento por aire del acero a temperatura ambiente. 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 (Mh) hasta 2.5, de mayor preferencia 0.50-2.5, y aún de mayor preferencia 1.0-2.0 níquel (Ni) 1.0-3.0, de mayor preferencia 1.5-3.0 cobre (Cu) hasta aproximadamente 1.0, de mayor preferencia 0.1-1.0 y aún de mayor preferencia 0.2-0.5 molibdeno (Mb) hasta aproximadamente 0.8. de mayor preferencia 0.1-0.8, y aún de mayor preferencia 0.2-0.4 niobio (Nb) 0.01-0.1, de mayor preferencia 0.02-0.05 titanio (Ti) 0.008-0.03, de mayor preferencia 0.01-0.02 aluminio (Al) hasta aproximadamente 0.05, de mayor preferencia 0.001-0.05, y aún-de mayor preferencia 0.005-0.03. nitrógeno (?) 0.001-0.005, de mayor preferencia 0.002- 0.003 El cromo (Cr) a veces se adiciona al acero, d preferencia hasta aproximadamente 1.0% en peso y de mayo preferencia aproximadamente 0.2% en peso a aproximadament 0.6% en peso. El silicio (Si) a veces se adiciona al acero, d preferencia hasta aproximadamente 0.5% en peso, de mayo preferencia aproximadamente 0.01% en peso, a aproximadament 0.5% en peso, y aún de mayor de preferencia aproximadamente 0.05% en peso a aproximadamente 0.1% en peso. El acero preferiblemente contiene por lo menos aproximadamente 1% en peso de níquel. El contenido de níque del acero se puede incrementar por encima de 3% en peso si s desea mejorar el rendimiento después de la soldadura. Cad adición de 1% en peso de níquel se espera que baje la DBT del acero aproximadamente 10°C (18°F). El contenido de níque es preferiblemente menor de 9% en peso, de mayor preferenci menor de aproximadamente 6% en peso. El contenido de níque preferiblemente se minimiza para poder minimizar el costo de acero. Si el contenido de níquel se incrementa por encima d aproximadamente 3% en peso, el contenido de manganeso se puede disminuir por debajo de aproximadamente 0.5% en peso hasta 0.0% en peso. Boro (B) a vece's se agrega al acero, de preferenci hasta aproximadamente 0.0020% en peso, y de mayor preferenci aproximadamente 0.0006% en peso a aproximadamente 0.0015% e peso . Adicionalmente, se minimizan sustancialmente preferiblemente los residuos en el acero. El contenido d fósforo (P) preferiblemente es de menos de aproximadament 0.01% en peso. El contenido de azufre (S) es preferiblement menor de aproximadamente 0.004% en peso. El contenido d oxígeno (O) es preferiblemente menor de aproximadament 0.002% en peso. La microestructura específica obtenida en est invención es dependiente tanto de la composición química d la placa de acero de baja aleación que se procesa como la etapas de procesamiento actuales que se siguen en e procesamiento del acero. Por ejemplo, sin limitar con est esta invención, ciertas microestructuras específicas que s obtienen son como sigue: En una modalidad, un microestructura microlaminada predominantemente que comprend listón de martensita de grano fino, bainita inferior de gran fino o mezclas de las mismas y hasta aproximadamente 10% e volumen de capas de película de austenita retenida preferiblemente de aproximadamente 1% en volumen aproximadamente 5% en volumen de las capas de película d austenita retenida se produce. Los otros constituyentes e esta modalidad comprenden bainita granular fina (FGB) ferrita poligonal (PF) , ferrita deformada (DF) , ferrit acicular (AF) , bainita superior (UB) , bainita superio degenerada (DUB) y similares, todas son familiares par aquellos con experiencia en la técnica. Esta modalida generalmente proporciona resistencia a la tensión que exced aproximadamente 930 MPa (135 ksi) . En aún otra modalidad d la invención, después de templar a una QST adecuada subsecuente al enfriamiento lento adecuado a temperatur ambiente, la chapa de acero tiene una microestructura qu comprende predominantemente FGB. Los otros constituyentes qu comprenden la microestructura pueden incluir listón d martensita de grano fino, bainita inferior de grano fino austenita retenida (RA) , PF, DE, AF, UB, DUB, y similares Esta modalidad generalmente proporciona resistencia al tensión el rango más bajo de esta invención, es decir resistencia a la tensión de aproximadamente 830 MPa (120 ksi o más. Como se discute con mayor detalle en la presente, e valor de Nc, un factor definido por la química del acer (como se discute además en la presente y en el Glosario) también afecta la resistencia y la capacidad de corte grueso así como la microestructura de acuerdo con los aceros de est invención. También, en relación con los objetos ante mencionados de la presente invención, los aceros procesado de acuerdo con la presente invención son especialment adecuados para muchas aplicaciones a temperatura criogénic 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 ÍA es un diagrama de transformación de enfriamiento continuo (CCT) esquemático, que muestra como el proceso de la presente invención que produce aumento de ductilidad por austenita'' produce la microestructura mierolaminada en el acero de acuerdo a la presente invención; la Figura IB es - un diagrama de transformación de enfriamiento continuo (CCT) esquemático, que muestra como el proceso de la presente invención que produce aumento de ductilidad por austenita produce la microestructura FGB en un acero de acuerdo a la presente invención; la Figura 2A (Técnica Anterior) es una ilustración esquemática que muestra una propagación de fisuración de clivaje a través de los límites del listón en una microestructura mezclada de la bainita inferior y la martensita en un acero convencional; la Figura 2B es una ilustración esquemática que presencia de la fase de austenita retenida en l microestructura microlaminada en un acero de acuerdo a l presente invención; la Figura 2C es una ilustración esquemática qu muestra una trayectoria de fisuración tortuosa en l microestructura FGB en un acero de acuerdo con la present invención; la Figura 3A es una ilustración esquemática de tamaño de grano de austenita en una placa de acero después d recalentar de acuerdo a la presente invención; la Figura 3B es una ilustración esquemática del tamaño de grano de austenita anterior (véase Glosario) en un placa de acero después del laminado en caliente en el rango de temperatura en el cual la austenita recristaliza, pero previo al laminado en caliente en el rango de temperatura en el cual la austenita no recristaliza de acuerdo a la presente invención; la Figura 3C es una ilustración esquemática de la estructura plana, alargada en austenita, con tamaño de grano efectivo muy fino en la dirección a través del espesor, de una chapa de acero en acabado de laminado en TMCP de acuerdo a la presente invención; la Figura 4 es una micrografía de electrón de transmisión que revela la microestructura microlaminada en una chapa de acero identificada como A3 en la Tabla II en la presente; y la Figura 5 es una micrografía de electrón de transmisión que revela la microestructura FGB en la chapa de acero identificada como A5 en la Tabla II en la presente. La presente invención será descrita en relación con sus modalidades preferidas, se entenderá que la invención no está limitada a la misma. Por el contrario, la invención está pretendida para cubrir todas las alternativas, modificaciones, y equivalentes que pueden ser incluidos dentro del espíritu y alcance de la invención como se definió por las reivindicaciones anexas . La presente invención está relacionada con el desarrollo de nuevos aceros HSLA que cumplen con los retos antes descritos . La invención está basada en una combinación novedosa de química de acero y procesamiento para proporcionar la tenacidad microestructural como la intrínseca a una DBTT más baja al igual que mejorar la tenacidad a las altas resistencias a la tensión. 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 promover la microestructura laminada. El tamaño de grano fino efectivo en la presente invención se logra en dos maneras. Primero, el procesamiento de laminación controlada termomecánica ("TMCP"), como se describe en detalle en lo siguiente, se utiliza para establecer la estructura plana fina en fina al final de la laminación en el proceso de TMCP. Esto es una primera etapa importante en el refinamiento total de la microestructura en la presente invención. Segundo, además del refinamiento de estructuras planas de austenita se logra completamente la transformación de las estructuras planas de austenita en paquetes de estructura mierolaminada, FGB o mezclas de las mismas. Como se utiliza en la descripción de esta invención, "tamaño de grano efectivo" se refiere a un espesor de estructura plana de austehita promedio 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 al término de la transformación de las estructuras planas de austenita para paquetes de estructura microlaminada o FGB, respectivamente. Como además se discute en lo siguiente, D' ' ' en la Figura 3C, ilustra el espesor de la estructura plana de austenita al término del laminado en el proceso TMCP de acuerdo a esta invención. Los paquetes forman dentro de la estructura plana de austenita. El ancho de paquete no se ilustra en los dibujos. Este método integrado proporciona un tamaño de grano efectivo muy fino, especialmente en la dirección a través del espesor de una chapa de acero de acuerdo a esta invención. Con referencia ahora a la Figura 2B, en un acero que tiene una microestructura microlaminada predominantemente de acuerdo a esta invención, la microestructura microlaminada predominantemente se comprende de listones 28 alternativos, de cualquier bainita inferior de grano fino o listón de martensita de grano fino o mezclas de las mismas, y las capas 30 de película de austenita retenidas. De manera preferible, el espesor promedio de las capas 30 de película de austenita retenidas son menores de aproximadamente 10% del promedio de los listones 28. Aún más preferiblemente, el listón promedio de las capas 30 de película de austenita retenidas es menor de aproximadamente 10 nm y el espesor promedio de los listones 28 es de aproximadamente 0.2 micrones. El listón de martensita de grano fino y la bainita inferior de grano fino ocurre en paquetes dentro de las estructuras planas d austenita que consisten de diversos listones similarment orientado. Típicamente, existe más de un paquete dentro d una estructura plana y un paquete mismo se hace d aproximadamente 5 a 8 listones. Los paquetes adyacentes está separados por límites de ángulo elevado. El paquete ancho es el tamaño de grano efectivo en estas estructuras y tiene u efecto significante en la resistencia de fractura de activaje y la DBTT, con los anchos de paquete más finos, que proporcionan la DBTT inferior. En la presente invención, el ancho de paquete medio preferido es menor que aproximadamente 5 mieras, y más preferiblemente, menor que aproximadamente 3 miera y aún más preferiblemente menor que aproximadamente 2 mieras (Véase Glosario para definición de "límite de ángul elevado") . Con referencia ahora a la Figura 2C, l microestructura FGB, que puede ser un constituyente predominante o menor en los aceros de la presente invención, se representa esquemáticamente. La FGB de la presente invención es un agregado que comprende ferrita 21 bainítica, como un constituyente principal y partículas de las mezclas de martensita y la austeni'ta 23 retenida como constituyentes menores . 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 y 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 durante el mantenimiento isotérmico en QST y/o enfriameinto térmico a partir de la QST 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. 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 la ferrita 21 bainítica de los límites 27 de ángulo elevado en los cuales la limitación de grano separa dos granos adyacentes cuya orientación cristolográfica difiere típicamente por más de aproximadamente 15° por lo que estos límites son muy efectivos para la deflexión de fisuración y en el incremento de la tortuosidad de fisuración. (Véase Glosario para definición dé "límite de ángulo elevado") . 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, similar a aquello explicado en lo anterior para la modalidad de la microestructura microlaminada. La resistencia del FGB de la presente invención se estima en aproximadamente 690 a 760 MPa (100 a 110 ksi) , es significativamente inferior que aquella del listón de martensita de grano fino o bainita inferior de grano fino, puede ser, dependiendo del contenido del carbono del acero, mayor que aproximadamente 930 MPa (135 ksi) . Se ha encontrado en esta invención que, para los contenidos del carbono en el acero de aproximadamente 0.030% en peso a aproximadamente 0.065% en peso, la cantidad de FGB (promediado sobre el ' espesor) en la microestructura está preferiblemente limitado menos de aproximadamente 40% en volumen para la resistencia de la chapa excedida aproximadamente 930 MPa (135 ksi) .
El aumento de ductilidad por austenita es utilizad en la presente invención para facilitar la formación de l microestructura microlaminada promocionando la retención d las capas de película de austenita retenidas deseadas temperaturas ambientales. Como es familiar para aquellos expertos en la técnica, el aumento de ductilidad po austenita es un proceso en donde la dustilidad de la austenita se mejora por tratamientos térmicos adecuados previos a su transformación a la bainita inferior y/o martensita. En la presente invención, el templado de la chapa de acero en una QST adecuada, siguiendo el enfriamiento lento en el aire ambiente, o por medio de los otros medios de enfriamiento lento a temperatura ambiente, es utilizado para promover la ductilidad por austenita. Es bien conocido en la técnica que el aumento de ductilidad por austenita promueve la estabilización térmica de la austenita que a su vez conduce a la retención de la austenita cuando el acero es de manera subsecuente enfriado a temperaturas ambiente y bajas temperaturas . La química del acero única y el proceso de combinación de esta invención proporciona un tiempo de retraso suficiente en el inicio de la transformación de bainita después de que el templado es detenido para permitir el aumento de ductilidad adecuado de la austenita para la retención de las capas" de película de austenita en la microestructura microlaminada. Por ejemplo, refiriéndonos ahora a la Figura ÍA, una modalidad de un acero procesado de acuerdo a esta invención padece la laminación 2 controlada dentro de los rangos de temperatura indicados (como se describe en mayor detalle a continuación) ; entonces el acero experimenta el templado 4 del punto 6 de templado de inicio hasta la detención del punto de templado (es decir, QST) 8. Después de que el templado se detiene al punto de templado de detención (QST) 8, (i) en una modalidad, la chapa de acero se mantiene sustancialmente de manera isotérmica en la QST durante un período de tiempo, preferiblemente hasta aproximadamente 5 minutos, y entonces se enfría por aire a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea punteada 12, (ii) en otra modalidad, la chapa de acero es lentamente enfriada a partir del QST a una velocidad inferior de aproximadamente 1.0°C por segundo (1.8°F/seg) hasta aproximadamente 5 minutos, antes de permitir que la chapa de acero enfrie por aire a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea punteada 11, (iii) en aún otra modalidad, la chapa de acero puede ser dejada enfriar por aire a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea 10 punteada. En cualquiera de las modalidades de procesamiento diferente, las capas de película de austenita se retienen después de la formación de los listones de bainita inferiores en la región 14 de bainita inferior y los listones de martensita en la región 16 de martensita. La región 18 de bainita superior y la región 19 de ferrita/perlita son de manera preferible sustancialmente minimizadas o evitadas. Con referencia ahora a la Figura IB, otra modalidad de un acero procesado de acuerdo a esta invención, es decir, un acero de una química diferente que el acero cuyo procesamiento está ilustrado en la Figura ÍA, experimenta el laminado 2 controlado dentro de los rangos de temperatura indicados, (como se describe en mayor detalle más adelante) ; entonces el acero experimenta el templado 4 a partir del punto 6 de templado de inicio hasta que el punto de templado de tensión (es decir QST) 8. Después de que el templado es detenido en el punto de templado de tensión (QST) 8, (i) en una modalidad, la chapa de acero es mantenida de manera sustancial e isotérmicamente en la QST durante un período de tiempo, de manera preferible hasta aproximadamente 5 minutos, después se deja enfriar por aire a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea 12 punteada, (ii) en otra modalidad, la chapa de acero es enfriada lentamente a partir de QST a una velocidad de aproximadamente 1.0°C por segundo (1.8°F/seg) hasta aproximadamente 5 minutos, antes de permitir que la chapa de acero enfríe por aire a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea 11 punteada, (iii) en aún otra modalidad, la chapa de acero puede ser dejada enfriar por aire a temperatura ambiente, como se ilustra por la línea 10 punteada. En cualquiera de las modalidades, FGB forma en la región 17 FGB antes de la formación de los listones de bainita inferiores en la región 14 de bainita inferior y los listones de martensita en la región 16 de martensita. La región de bainita superior (no mostrada en la Figura IB) y la región 19 de ferrita/perlita son de manera preferible sustancialmente minimizadas o evitadas. En los aceros de la presente invención, el aumento de ductibilida por austenita mejorado ocurre debido a la combinación de la química del acero y el procesamiento descrito en esta especificación. Los constituyentes de bainita y martensita y la fase de austenita retenida de la microestructura microlaminada están designada para explotar los atributos de tensión superior de la bainita inferior de grano fino y la listón de martensita de grano fino, y la resistencia a la fisura de la clivaje de la austenita retenida. La microestructura microlaminada está optimizada en tortuosida sustancialmente máxima en la trayectoria para maximizar sustancialmente la tortuosidad en la trayectoria de fisura, por lo que mejora la resistencia de prolongación de fisura para proporcionar tenacidad microestructural significante. Los constituyent s menores en el FGB de la presente invención, a saber, las partículas de martensita/austenita retenidas, actúan mejor én la misma forma como se describe en lo anterior en referencia a la microestructura laminada para proporcionar resistencia a la propagación de fisura mejorada. Además, en la FGB, las interfases de ferrita bainitica/berrita bainitica y las interfases de partícula de austenita retenida en la martensita/ferrita bainítica son los límites del ángulo elevados que son muy efectivos en mejorar la tortuosidad de clivaje y por consiguiente la resistencia de propagación de fisura. De acuerdo con lo anterior, un método se proporciona para preparar una chapa de acero hiperresistente que tiene una microestructura que comprende predominantemente listón de martensita de grano fino, bainita inferior de grano fino, FGB o mezclas de las mismas, el método comprende las etapas de: (a) calentar una placa de acero a una temperatura de recalentamiento suficientemente elevada a (i) homogenizar sustancialmente la placa de acero, (ii) disolver sustancialmente los carburos y carbonitruros de niobio y vanadio en la placa de acero, y (iii) establecer los granos de austenita finos iniciales en la placa de acero; (b) reducir la placa de acero para formar la placa de acero en uno o más pasos de laminado en caliente en un primer rango de temperatura en el cual la austenita recristaliza; (c) además reducir la chapa de acero 'en uno o más pasos de laminado en caliente en un segundo rango de temperatura debajo de aproximadamente la temperatura Tnr y aproximadamente la temperatura de transformación Ar3; (d) templar la chapa de acero en una velocidad de enfriamiento de por lo menos aproximadamente 10°C por segundo (18°F/seg) a una Temperatura de Detención de Templado (QST) debajo de aproximadamente 550°C (1022°F), y preferiblemente alrededor de aproximadamente 100°C (212°F) , y aún más preferiblemente debajo de aproximadamente la temperatura de transformación Ms más 100°C (180°F) y alrededor de aproximadamente la temperatura de transformación Ms y (e) detener el templado. La QST puede también estar debajo de la temperatura de transformación Mg en este caso, el fenómeno de aumento de ductibilidad por austenita como se describe en lo anterior es aún aplicable a la austenita que permanece después de su transformación parcial en la martensita en la QST. En otros casos, la QST puede ser la temperatura ambiente o debajo en cuyo caso cieto aumento de ductilidad por austenita puede ocurrir durante el templado a esta QST. En una modalidad, el método de esta invención además comprende la etapa de permitir que la chapa de acero enfríe por aire a temperatura ambiente desde la QST. En otra modalidad, el método de esta invención además comprende la etapa de mantener la chapa de acero de manera sustancial isotérmicamente en la QST hasta aproximadamente 5 minutos antes de dejar que la chapa de acero enfríe por aire a temperatura ambiente. En aún otra modalidad, el método de esta invención además comprende la etapa de enfriar lentamente la chapa de acero a partir de la QST a una velocidad inferior de aproximadamente 1.0°C por segundos (1.8°F/seg) hasta aproximadamente 5 minutos, antes de permitir que la chapa de acero enfríe por aire a temperatura ambiente. Este procesamiento facilita la transformación de la chapa de acero en una microestructura de listón de martensita de grano fino predominantemente, la bainita inferior de grano fino, FGB o mezclas de las mismas. (Véase Glosario para las definiciones de temperatura Tnr, y de las temperaturas de transformación Ar3 y Ms) . Para asegurar la alta resistencia mayor de aproximadamente 930 MPa (135 ksi) y la tenacidad de temperatura criogénica y ambiente, los aceros de acuerdo con esta invención de manera preferible tienen una microestructura microlaminada predominantemente que comprende bainita inferior de grano fino, listón de martensita de grano fino o mezclas de las mismas, y hasta aproximadamente 10% en volumen de las capas de película de austenita retenidas. Más preferiblemente, la microestructura comprende por lo menos aproximadamente 60 porciento en volumen a aproximadamente 80 porciento en volumen de bainita inferior de grano fino, listón de martensita de grano fino o mezclas de las mismas. Aún más preferiblemente, la microestructura comprende por lo menos aproximadamente 90 porciento en volumen de bainita inferior de grano fino, listón de martensita de grano fino, o mezclas de las mismas. El resto de la microestructura puede comprender austenita (R retenida, FGB, PF, DF, AF, UB, DUB, y similares. Para l resistencias inferiores, es decir menos de aproximadamen 930 MPa (135 ksi) pero mayor que aproximadamente 830 MPa (1 ksi) , el acero puede tener una microestructura que compren predominantemente FGB. El resto de la microestructura pue comprender bainita inferior de grano fino, listón martensita de grano fino, RA, PF, DF, AF, UB, DUB, similares. Es preferible disminuir o minimiz sustancialmente (a menos de aproximadamente 10% en volume más preferiblemente menor que aproximadamente 5% en volum de la microestructura) la formación de los constituyent fragilizantes tales como UB, martensita doble y MA en l aceros de la presente invención. Una modalidad de la presente invención incluye método para preparar una chapa de acero que tiene u microestructura microlaminada que comprende aproximadamen 2% en volumen o aproximadamente 10% en volumen de las cap de película de austenita y aproximadamente 90% en volumen aproximadamente 98% en volumen de listones de martensita grano fino predominantemente y bainita inferior de gra fino, el método comprende las etapas de: (a) calentar u placa de acero a una temperatura recalentada suficientement para (i) sustancialmente homogeneizar la placa de acero, (ii disolver sustancialmente todos los carburos y carbonitruro de niobio y vanadio en la placa de acero, y (iii) estabilizar los granos de austenita iniciales finos en la placa de acero; (b) reducir la placa de acero para formar la chapa de acero en uno o más pasos de laminación en caliente en un primer rango de temperatura en el cual la austenita recristaliza; (c) además reducir la chapa de acero en uno o más pasos de laminado en caliente en un segundo rango de temperatura debajo de aproximadamente la temperatura Tnr y aproximadamente alrededor de la temperatura de transformación Ar3; (d) templar la chapa de acero a una velocidad de enfriamiento desde aproximadamente 10°C por segundo hasta aproximadamente 40°C por segundo (18°F/seg - 72°F/seg) a una Temperatura de Detención de Templado debajo de aproximadamente la temperatura de transformación Ms más 100°C (180°F) y alrededor de aproximadamente la temperatura de transformación Ms; y (e) detener el templado, las etapas que están formadas así como facilitar la transformación de la chapa de acero en una microestructura microlaminada de aproximadamente 2% en volumen a aproximadamente 10% en volumen de las capas de película de austenita y aproximadamente 90% en volumen a aproximadamente 98% en volumen de los listones de martensita de grano fino predominantemente y bainita inferior de grano fino. 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 así 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. La 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 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 "límite 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 "límite 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 límite de alto ángulo" es un límite o interfase -que efectivamente se comporta como un límite de grano de alto ángulo, es decir, tiende a desviar una fisuración o fractura de propagación y, de este modo, induce la tortuosidad en una trayectoria de fisuración. La contribución del TMCP al área interfacial total de los limites de alto ángulo por unidad de volumen, Sv, se define por la siguiente ecuación: Sv = -fl + R +-j +0.63(r-30) 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 límites de alto ángulo. En la práctica TMCP comercial, el valor de R se fija para un espesor de chapa dado y el límite superior para el valor de r típicamente es de 75. Los valores fijos dados para R y r, Sv sólo puede sustancialmente incrementarse disminuyendo d, como a partir de la ecuación anterior. Para disminuir d en aceros de acuerdo con la presente invención, se utiliza una microaleación de Ti-Nb en combinación con la práctica TMCP optimizada. Para la misma cantidad total de reducción durante la laminación en caliente/deformación, un acero con un tamaño de grano de austenita inicialmente más fino promedio resultará en un tamaño de grano de austenita promedio terminado más fino. Por lo tanto, en esta invención, la cantidad de adiciones de Ti-Nb se optimizan para una práctica de bajo recalentamiento mientras que se produce la inhibición de crecimiento de grano de austenita deseado durante el TMCP. < Haciendo referencia a la Figura 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 3B, 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 32" de acero, después de la laminación en caliente (deformación) en el rango de temperatura en el cual la austenita se recristaliza, pero antes de la laminación en caliente en el rango de temperatura en la cual la austenita no se recristaliza. Adicionalmente, para 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 3C, el TMCP de acuerdo con esta invención lleva a la formación de una estructura plana alargada en austenita en una chapa 32''' 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, y aún de mayor preferencia menos de aproximadamente 5 mieras, y aún de mayor preferencia menor de aproximadamente 3 mieras, y aún de mayor preferencia de aproximadamente 3, de este modo mejorando el área interfacial de los límites de alto ángulo, por ejemplo, 33 por unidad de volumen en la chapa 32''' de acero, como se podrá entender por aquellos expertos en la técnica. (Véase Glosario para definición de "dirección a través del espesor") . Para minimizar la anisotropía 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 de austenita, esto es, la relación media de la longitud de estructura plana al espesor de estructura plana. En la presente invención, a través del control de los parámetros TMCP como se describe en lo anterior, la relación de aspecto de las estructuras planas se mantiene preferiblemente menor de aproximadamente 100, d mayor preferencia menor que aproximadamente 75, aún de mayo preferencia menor de aproximadamente 50, y aún de mayo preferencia menor de aproximadamente 25. De alguna manera con mayor detalle, un acero d acuerdo con esta invención se prepara formando una placa d la composición deseada como se describe en la presente • calentando la placa a una temperatura de aproximadament 955°C a aproximadamente 1100°C (1750°F-2012°F) preferiblemente aproximadamente de 955°C a aproximadament 1065°C (1750°F-1950°F) , laminar en caliente la placa par formar una chapa de acero en uno o más pasos proporcionand aproximadamente 30 por ciento a aproximadamente 70 por cient de reducción en un primer rango de temperatura en el cual l austenita se recristaliza, es decir, por encima d aproximadamente la temperatura Tnr/ adicionalmente laminand en caliente la chapa de acero en uno o más paso proporcionando aproximadamente 40 por ciento aproximadamente 80 por ciento de reducción en un segund rango de temperatura por debajo de aproximadamente l temperatura Tnr y por encima de aproximadamente la temperatur de transformación Ar3. La chapa de acero laminada en calient entonces se templa a una velocidad de enfriamiento d aproximadamente 10°C por segundo (18°F/seg) a una QS adecuada, por debajo de aproximadamente 550°C (1022°F) en e cual se termina el tiempo de templado. La velocidad de enfriamiento para la etapa de templado preferiblemente es más rápida que aproximadamente 10°C por segundo (18°F/seg) y aún de mayor preferencia más rápido que aproximadamente 20°C por segundo (36°F/seg) . Sin limitar con esto esta invención, la velocidad de enfriamiento en una modalidad de esta invención de aproximadamente 10°C por seg. a aproximadamente 40°C por segundo (18°F/seg-72°F/seg) . En una modalidad de esta invención, después de que se termina el templado, la chapa de acero se deja enfriar por aire a temperatura ambiente a partir de la QST, como se ilustra por las líneas punteadas 10 de la Figura ÍA y en la Figura IB. En otra modalidad de esta invención, después de que se termina el templado, la chapa de acero se mantiene sustancialmente en forma isotérmica a la QST durante un periodo de tiempo, preferiblemente hasta aproximadamente 5 minutos, y después se enfria por aire a temperatura ambiente, como se ilustra por las líneas discontinuas 12 de la Figura ÍA y IB. En alguna otra modalidad como se ilustra por las líneas punteadas 11 de la Figura la y la Figura IB, la chapa de acero se enfría lentamente a partir de la QST a una velocidad más lenta que aquella del enfriamiento por aire, es decir a una velocidad más baja de aproximadamente 1°C por segundo (1.8°F /seg), de preferencia hasta aproximadamente 5 minutos. La chapa de acero puede mantenerse sustancialmente en forma isotérmica a la QST por cualquier medio adecuado, como se conoce por aquellos expertos en la técnica, como colocando una plantilla térmica sobre la chapa de acero. La chapa de acero puede enfriarse lentamente a una velocidad más baja que aproximadamente l°C/seg. (1.8°F/seg) después de que se termina el templado por cualquier medio adecuado, como colocando, una plantilla de aislamiento sobre la chapa de acero. 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. 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 50% (una reducción de 50 por ciento) en un primer rango de temperatura a un espesor de aproximadamente 127 mm (5 pulgadas) , enseguida reducir aproximadamente 80% (una reducción del 80 por ciento) , en un segundo 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 específica 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 ri, 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 cálculo. La práctica TMCP de este modo descrita lleva a un alto valor de Sv. Adicionalmente, refiriéndose nuevamente a la Figura 2B, la microestructura microlaminada producida durante el aumento de ductilidad por austenita aumenta además el área interfacial proporcionando numerosas interfases 29 de ángulo elevado entre los listones 28 de la bainita inferior o listón de martensita y las capas 30 de película de austenita retenida. Alternativamente, refiriéndose ahora a la Figura 2C, en otra modalidad de esta invención de microestructura FGB producida durante el aumento de ductilidad por austenita además incrementa el área interfacial proporcionando numerosas interfases de ángulo elevado 27, en la cual el límite de grano, es decir, interfase, separa dos granos adyacentes cuyas orientaciones cristalográficas típicamente difieren por más de aproximadamente 15°, entre los granos de ferrita 21 bainítica y las partículas de martensita y austenita 23 retenida o entre los granos adyacentes de ferrita 21 bainítica. Estas configuraciones FGB y microlaminadas, como se ilustran esquemáticamente en las Figuras 2B y Figura 2C, respectivamente, pueden compararse con la estructura de listón de martensita/bainita convencionales sin las capas de película de austenita retenidas del interlistón, como se ilustra en la Figura 2A. La estructura convencional esquemáticamente ilustrada en la Figura 2A está caracterizada por límites 20 de ángulo inferior (es decir, límites que efectivamente se comportan como límites de grano de ángulo inferior (véase Glosario) ) , por ejemplo entre listones 22 de bainita y martensita inferior predominantemente; y de esta manera una vez que se da una fisura 24 de clivaje, esto puede propagarse a través de los límites 20 de listón con un pequeño cambio en dirección. Por el contrario, la microestructura microlaminada en los aceros de la invención actual, como se ilustra por la Figura 2B, conduce a una tortuosidad significante en la trayectoria de fisura. Esto es debido a que una fisura 26 es iniciada en un listón 28, por ejemplo de vainita o martencita inferior, por ejemplo tenderá a cambiarlos planos, es decir, las direcciones de cambio, en cada interfase 29 de ángulo elevado con las capas 30 de película de austenita retenidas debido a la orientación diferente de la clivaje y a los planos en deslizamiento en los constituyentes de bainita y martensita y la fase de austenita retenida. Adicionalmente, las capas 30 de película de austenita retenidas proporcionan el despunte de una fisura 26 anticipada que resulta en una absorción de energía adicional antes de que la fisura 26 se propague a través de las capas 30 de película de austenita retenida. El despunte ocurre por varias razones. Primero, la ECC (como se define en la presente) , la austenita retenida no muestra comportamiento de DBTT y los procesos de esfuerzo cortante restan el único mecanismo de extensión de fisura. En segundo lugar, cuando la carga/tensión excede un cierto valor elevado en la punta de la fisura, la austenita metastable puede experimentar una transformación inducida por tensión o esfuerzo en la martensita que lleva 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 inferior. 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. Como se ilustra por la Figura 2B, el resultado neto es que la resistencia de propagación de fisura es significantemente mejorado en la microestructura microlaminada. Refiriéndonos nuevamente a la Figura 2C, los efectos similares para la deflexión de fisura y tortuosidad como se describió en el contexto de la microestructura microlaminada con referencia a la Figura 2B, como se ilustra por la fisura 25 de la Figura 2C, son ofrecidos por la microestructura FGB de la presente invención. La bainita inferior/austenita retenida o el listón de martensita/interfases de austenita retenida en microestructuras microlaminadas de ceros de acuerdo con la presente invención y el grano de ferrita bainítica/grano de ferrita bainítica o grano de ferrita bainítica/martensita e interfases de partícula de austenita retenida en microestructuras FGB de aceros de acuerdo con la presente invención tienen excelentes resistencias de unión interfacial y estos fuerza la deflexión de fisura en vez de la desunión interfacial. El listón de martensita de grano fino y la bainita inferior de grano fino ocurre como paquetes con límites de ángulo elevado entre los paquetes. Varios paquetes se forman dentro de una estructura plana. Esto proporciona un grado adicional de refinamiento estructural que lleva a la tortuosidad mejorada para la propagación de fisuración a través de estos paquetes dentro de la estructura plana. Esto conduce al incremento sustancial en Sv y consecuentemente conduce a la disminución de DBTT. 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 ferrítica 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 crítico (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 crítica 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 -62°C (-80°F) y puede ser menor de aproximadamente -107°C (-160°F) . (2) Resistencia a la Tensión Mayor de 830 MPa (120 ksi) y Capacidad de Sección de Espesor La resistencia de la estructura microlaminada es principalmente determinada por el contenido de carbono en el listón de martensita y bainita inferior. Los aceros de baja aleación de la presente invención, que aumentan la ductilidad por austenita se lleva a cabo para producir el contenido de austenita retenido en la chapa de acero de manera preferible hasta aproximadamente 10% en volumen, más preferiblemente aproximadamente 1 por ciento en volumen a aproximadamente 10 por ciento en volumen, y aún de mayor preferencia aproximadamente 1 por ciento en volumen a aproximadamente 5 por ciento en volumen. Las adiciones de Ni y Mn de aproximadamente 1.0% en peso a aproximadamente 3.0% en peso y de hasta aproximadamente 2.5% en peso (preferiblemente aproximadamente 0.5% en peso a aproximadamente 2.5% en peso), respectivamente, son especialmente preferidos para proporcionar la fracción de volumen deseada de la austenita y el retraso en el inicio de bainita para el aumento de ductilidad por austenita. Las adiciones de cobre de manera preferible aproximadamente 1.0% en peso a aproximadamente 1.0% en peso también contribuyen a la estabilidad de la austenita durante el aumento de ductibilidad por austenita. En la presente invención, la resistencia deseada se obtiene en un contenido de carbono relativamente bajo con las desventajas acompañantes en la capacidad de soldar y excelente tenacidad en el acero base y en la HAZ . Un mínimo de aproximadamente 0.03% en peso de C es preferido en la aleación total para la resistencia a la tensión acompañante de más 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 y resistencia 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 disminución 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 lograr la resistencia y la capacidad de sección gruesa de los aceros de esta invención para los espesores de chapa igual a, o mayor que aproximadamente 25 mm, el Nc, un factor definido por la química del acero como se muestra en los siguiente, está preferiblemente en el rango de aproximadamente 2.5 a aproximadamente 4.0 para los aceros con adiciones B efectivas, y esta preferiblemente en el rango de aproximadamente 3.0 a aproximadamente 4.5 para los aceros sin agregar B. Más preferiblemente para los aceros que contienen B de acuerdo con esta invención Nc preferiblemente es mayor de aproximadamente 2.8, aún de mayor preferencia mayor de aproximadamente 3.0. Para aceros de acuerdo con esta invención sin B agregado, Nc preferiblemente es mayor de aproximadamente 3.3 y aún de mayor preferencia mayor de aproximadamente 3.5. Generalmente, los aceros con Nc en el extremo elevado del rango preferido, es decir, mayores de aproximadamente 3.0 para aceros con adiciones B efectivo y 3.5 para aceros sin B agregados, de esta invención cuando se procesan de acuerdo con los objetos de esta invención resultan en una microestructura microlaminada predominantemente que comprende bainita inferior de grano fino, listón de martensita de grano fino, o mezclas de las mismas y hasta aproximadamente 10% en volumen de las capas de película de austenita retenidas. Por otro lado, los aceros con Nc en el extremo inferior de los rangos preferido mostrados en lo anterior tienden a formar una microestructura FGB predominantemente . Nc=12.0*C+Mn+0.8*Cr+0.15* (Ni-Cu)+0.4*Si+2.0*V+0.7*Nb+1.5*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 frío 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 críticamente 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 frío cuando el acero se va a soldar bajo condiciones de soldadura de bajo pre-calentamiento o ningún precalentamiento (menor de aproximadamente 100°C (212°F) ) , el límite superior preferido para la adición de 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 frío. Otros elementos de aleación en los aceros de esta invención se equilibran cuidadosamente, se conmensuran con los requerimientos de dureza y resistencia, para asegurar la formación de estas microestructuras deseables en la HAZ de grano grueso. Desempeño de los Elementos de Aleación en la Placa de Acero El desempeño de los diferentes elementos de aleación y de los límites 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 promover la microestructura microlaminada y para prevenir la FGB excesivo en las chapas de sección gruesas que pueden llevar a la reducción en la resistencia. La adición de Mn es útil para obtener el tiempo de retardo de transformación de bainita deseado necesario para el aumento de ductilidad por austenita. Una cantidad mínima 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 1.0% 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 límite superior de aproximadamente 2.5% en peso en la presente invención. Este límite 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 límite superior para el contenido de Mn es aproximadamente 2.1% en peso. Si el contenido en " el níquel 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 mínimo de aproximadamente 0.01% en peso se prefiere para este propósito. Sin embargo, Si es un estabilizador de BCC fuerte y de este modo eleva la DBTT y también tiene un efecto adverso en la tenacidad. 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 límite superior para el contenido de Nb es aproximadamente 0.05% en peso. Titanio (Ti) cuando se adiciona en una pequeña cantidad, es efectivo para formar partículas de nitruro de titanio (TiN) finas las cuales refinan el tamaño de grano tanto en la estructura laminada 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 límite 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. Mo también es deseable para promover el aumento de ductilidad por austenita. Por estas razones, al menos aproximadamente 0.1% de Mo se prefiere y al menos aproximadamente 0.2% en peso de Mo aún más se prefiere. Sin embargo, Mo es un estabilizador de BCC fuerte y de este modo eleva la DBTT. Mo en exceso ayuda a provocar fisuración en frío al soldar y también tiende a deteriorar la tenacidad del acero y la HAZ, de tal modo que cuando se agrega Mo, de manera que un máximo de aproximadamente 0.8% en peso de Mo se prefiere, y un máximo de aproximadamente 0.4% en peso de Mo aún más se prefiere. Por lo tanto, en un amplio sentido, hasta aproximadamente 0.8% en peso de Mo se prefiere. Cromo (Cr) tiende a incrementar la dureza del acero al templarlo directamente. En adiciones pequeñas, Cr conduce a la estabilización de austenita. 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 frío en soldaduras, y tiende a deteriorar la tenacidad del acero y su HAZ, de modo que cuando se agrega Cr, un máximo de aproximadamente 1.0% en peso de Cr se prefiere. De mayor preferencia, cuando Cr se adiciona, el contenido de Cr es de aproximadamente 0.2% en peso a aproximadamente 0.6% en peso. Níquel (Ni) es una adición de aleación importante a los aceros de la presente invención para obtener la DBTT deseada, especialmente en la HAZ. Es uno de los estabilizadores FCC más fuertes en el acero. La adición de Ni al acero mejora el inclinación cruzada y con esto disminuye la DBTT. Aunque no al mismo grado que las adiciones de Mn y Mo, la adición, de ?Ji al acero también promueve la dureza y por lo tanto la uniformidad a través del espesor en la microestructura y las propiedades, tal como la resistencia y tenacidad, en las secciones gruesas. En la adición de Ni también es útil para obtener el tiempo de retraso de transformación de bainita deseado necesario para el aumento de ductilidad por austenita. 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, aún 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 una adición de aleación deseable para estabilizar la austenita para producir la microestructura microlaminada. Preferiblemente al menos aproximadamente 0.1% en peso, más preferiblemente por lo menos aproximadamente 0.2% en peso de Cu se agrega para este propósito. Cu también 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, un límite superior de aproximadamente 1.0% en peso de Cu se prefiere, y un límite superior de aproximadamente 0.5% en peso aún es más preferido. Por lo tanto, en un amplio sentido, hasta aproximadamente 1.0% en peso de Cu es preferido. 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 microestructuras de listón de martensita aún en chapas de corte grueso (> 25mm (1 pulgada)), para suprimir la formación de ferrita, bainita superior y FGB, tanto 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 límite 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 INVENCIÓN Un calentamiento de 136.078 kg (300 lb) de cada aleación química mostrada en la Tabla II se fusionó en inducción al vacío (VIM) , 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 y 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 el procesamiento de TMCP.
TABLA II Aleación Al A2 A3 A4 A5 Fusión VTM VTM VIM+VAR VTM VIM C (%en peso) 0.063 0.060 0.053 0.040 0.037 Mn (%en peso) 1.59 1.49 1.72 1.69 1.65 M (%en eso) 2.02 2.99 2.07 3.30 2.00 Mo (%en peso) 0.21 0.21 0.20 0.21 0.20 Cu (% en peso) 0.30 0.30 0.24 0.30 0.31 N (%en peso) 0.030 0.032 0.029 0.033 0.031 Si {% en peso) 0.09 0.09 0.12 0.08 0.09 Ti (% en peso) 0.012 0.013 0.009 0.013 0.010 Al (% en peso) 0.011 0.015 0.001 0.015 0.008 B (ppm) 10 10 13 11 9 O(ppm) 15 18 8 15 14 S(ppm) 18 16 16 17 18 N(ppm) 16 20 21 22 23 TABLA II continuación Aleación Al A2 A3 A4 A5 P(ppm) 20 20 20 20 20 Cr (% en peso) «.. 0.05 0.19 NC 3.07 3.08 3.07 3.11 2.94 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 lll Paso Eapesos (mm) Temperatura, °C Después del Paso Al A2 A3 A4 A5 0 130 1007 1005 1000 999 1051 1 117 973 973 971 973 973 2 100 963 962 961 961 961 Retraso, voltear la pieza sobre el lado 3 85 870 868 868 868 867 4 72 860 855 856 858 857 5 61 850 848 847 847 833 6 51 840 837 837 836 822 7 43 834 827 827 828 810 8 36 820 815 804 816 791 9 30 810 806 788 806 770 10 25 796 794 770 796 752 QST (°Q 217 187 177 189 187 índice de enfriamiento a QST (°C Vs) 29 28 25 28 25 TABLA III (continuación) Enfriamiento a partir de QST al Ambiente Enfriamiento de Aire Ambiente Espesor plano, micrones 2.41 3.10 2.46 2.88 2.7 (medido a del espesor de placa) Siguiendo el proceso TMCP preferido mostrado en la Tabla III, la microestructura de las muestras Al de chapa a través de A4 es predominantemente listón de martensita de grano fino que forma una microestructura microlaminada con aproximadamente 2.5% en volumen de capa de austenita retenida en límites de listón de martensita. Los otros constituyentes menores de la microestructura son variables entre estas muestras, Al a través de A4, pero incluso menos de aproximadamente 10% en volumen de bainita inferior de grano fino y de aproximadamente 10 a aproximadamente 25% en volumen de FGB. 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 ésta 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. Con referencia ahora a la Figura 4, una micrografia de electrón de transmisión que revela la microestructura microlaminada en una chapa de acero identificada como A3 en la Tabla II se proporciona en la presente. La microestructura ilustra en la Figura 4 comprende predominantemente martensita 41 de listón con películas 42 de austenita retenidas delgadas de los límites de listón de martensita. La Figura 4 representa la microestructura microlaminada predominantemente de Al a través de A4 de la presente invención tabulados en las Tablas II a IV. La microestructura proporciona resistencia elevada (transversa) desde aproximadamente 1000 MPa (145 ksi) y mayor con DBTT excelente en la dirección transversa, como se muestra en la Tabla IV.
TABLA IV Aleación Al A2 A3 A4 A£ Resistencia a la ts^ión (ksi) 1000 1060 1115 1035 915 (145) (154) (162) (150) (133 DBTT, °C ( ° F) -117 -133 -164 -140 -111 (-179) (-207) (-263) (-220) (-168) Sin limitar en la presente esta invención, los valores DBTT dados en la TABLA IV corresponden al 50% de la temperatura de transición experimentalmente determinada de la prueba de impacto Charpy V-Nortch de acuerdo a procedimientos de estándar como se establece en E 23 de la especificación ASTM, como será familiar para aquellos expertos en la técnica. La prueba de impacto Charpy V-Nortch es una prueba bien conocida para medir la tenacidad de los aceros. Con referencia a la Tabla II, la chapa A5 de acero, con un Nc inferior que las chapas A1-A4, revelaron una microestructura FGB predominantemente, que explica la resistencia inferior lista en esta muestra de chapa. Alrededor del 40% en volumen del listón de martensita de grano fino se ve en esta chapa. Con referencia ahora a la Figura 5, una micrografía de electrón de transmisión (TEM) , que revela la microestructura FGB en la chapa de acero identificada como A5 en la Tabla II se proporciona. La FGB es un agregado de ferrita 51 bainítica (fase mayor) y partículas 52 (menores) de austenita retenidas/martensita. En detalle de algún modo mayor, la Figura 5 representa una micrografia TEM que revela la microestructura FGB equiaxada que comprende ferrita 51 bainítica y las partículas 52 de austenita retenidas/martensita que están presentes en ciertas modalidades de los aceros de acuerdo a esta invención. (4) Composición de Acero Preferida Cuando se Requiere un Tratamiento de Calor Post-Soldadura (P HT) . El PWHT normalmente se lleva a cabo a altas temperaturas, por ejemplo, mayores de aproximadamente 540°C (1000°F) . La exposición térmica del PWHT puede llevar a una pérdida de resistencia en la 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 0.03% en peso a aproximadamente 0.05% en peso de V se adiciona al acero. Esta combinación de alargamiento de propiedades en los aceros de la presente invención proporciona una tecnología permisible de bajo costo para ciertas operaciones de temperatura criogénica, por ejemplo, almacenamiento y transporte de gas, natural a bajas temperaturas. Estos nuevos aceros pueden proporcionar ahorro de costo de material significativo para aplicaciones a temperatura criogénica sobre los aceros comerciales actuales 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 3.5% 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 (-80°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 ?a 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 níquel se espera abajo de DBTT del acero por aproximadamente 10°C (18°F) . El contenido de níquel 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 transformación la temperatura la cual ci : comienza la austenita a formarse durante el calentamiento; Temperatura de transformación la temperatura la cual la Ac3: transformación de ferrita a austenita se completa durante el calentamiento; AF Ferrita acicular A1203: óxido de aluminio; temperatura de transformación la temperatura a la cual la 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 Transición de Dúctil a fractura en aceros Frágil) : estructurales; a temperaturas 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; DF: ferrita deformada; 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 estructura microlaminada FGB, respectivamente .
FCC: cúbico de cara centrado; FGB (bainita de granulo fino): Como se utiliza en la descripción de esta invención, un agregado que comprende ferrita bainítica como un constituyente mayor y partículas de mezclas de martensita y austenita retenida como constituyentes menores; 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 alto límite o interfase que 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 límite 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 Aci a aproximadamente la temperatura de transformación Ac3; acero de baja aleación: un acero que contiene hierro y menos de aproximadamente 10% en peso de aditivos de aleación totales; límite de grano de ángulo bajo un límite de grano que separa dos granos adyacentes cuyas orientaciones cristalográficas difieren por menos de aproximadamente 8°; soldadura de baja admisión de soldadura con energías de arco calor: de hasta aproximadamente 2.5 kJ/ m (7.6 kJ/pulgadas) ; MA: martensita-austenita; mayor: como se utiliza en la descripción de la presente invención, quiere decir por lo menos aproximadamente 50 por ciento en volumen; menor como se utiliza en la descripción de la presente invención, quiere decir menos de aproximadamente 50 porciento en volumen; temperatura de transformación la temperatura a la cual la M=: 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+1.5*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 austenita tamaño de grano de 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 de la temperatura más elevada, o 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 límites de alto ángulo por volumen de unidad en una chapa de acero; TEM: micrografía de electrón de transmisión; 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 T„ 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: UB: Bainita superior VAR: Arco de vacío refundido; y VIM: Inducción al vacío fusionado.

Claims (29)

  1. REIVINDICACIONES 1. Un método para preparar una chapa de acero que tiene una microestructura que comprende (i) bainita inferior predominantemente de grano fino, listón de martensita de grano fino, bainita granular fina (FGB) , o mezclas de las mismas, y (ii) mayor que 0% en volumen aproximadamente 10% en volumen de austenita retenida, el método está caracterizado porque 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 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 laminación en caliente en un primer rango de temperatura en el cual se recristaliza la austenita; (c) reducir adicionalmente la chapa de acero en una o más etapas de laminación en caliente en un segundo rango de temperatura por debajo de aproximadamente la temperatura Tnr y por encima de aproximadamente la temperatura de transformación Ar3; (d) templar la chapa de acero a una velocidad de enfriamiento de al menos aproximadamente 10 °C por segundo (18°F/seg) a una Temperatura de Detención de Templado por debajo de aproximadamente 550°C (1022°F) ; y (e) detener y templar, tales etapas siendo realizadas de manera que faciliten la transformación de tal microestructura de la chapa de acero para (i) bainita inferior predominantemente de grano fino, listón de martensita de grano fino, bainita granular fina (FGB) o mezclas de las mismas, y (ii) mayor que 0% en volumen a aproximadamente 10% en volumen de austenita retenida.
  2. 2. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la etapa (e) se reemplaza con lo siguiente: (e) detener y templar, tales etapas siendo realizadas de manera que faciliten la transformación de tal microestructura de la chapa de acero para una microestructura predominantemente microlaminada que comprende listón de martensita de grano fino, bainita inferior de grano fino o mezclas de las mismas, y mayor que 0% en volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película de austenita retenida.
  3. 3. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la etapa (e) se reemplaza con lo siguiente: (e) detener y templar, tales etapas siendo realizadas de manera que faciliten la transformación de tal microestructura de la chapa de acero para una bainita granular fina predominantemente (FGB) .
  4. 4. 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 1100°C (1750°F-2010°F) .
  5. 5. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque los granos de austenita inicial finos de la etapa (a) tienen un tamaño de grano de menos de aproximadamente 120 mieras.
  6. 6. 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) .
  7. 7. 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) .
  8. 8. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado además porque comprende la etapa de permitir a la chapa de acero enfriar por aire a temperatura ambiente a partir de la Temperatura de Detención de Templado.
  9. 9. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado además porque la etapa de mantener la chapa de acero sustancialmente en forma isotérmica a la Temperatura de Detención de Templado hasta aproximadamente 5 minutos.
  10. 10. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado además porque comprende la etapa de enfriar lentamente la chapa de acero a la Temperatura de Detención de Templado a una velocidad menor que aproximadamente 1.0°C por segundo (1.8°F/seg) por hasta aproximadamente 5 minutos.
  11. 11. 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 por peso indicados: aproximadamente 0.03% a aproximadamente 0.12% de C, al menos aproximadamente 1% a menos de aproximadamente 9% de Ni, hasta aproximadamente 1.0% de Cu, hasta aproximadamente 0.8% de o, aproximadamente 0.01% a aproximadamente 0.1% de Nb, aproximadamente 0.008% a aproximadamente 0.03% de Ti, hasta 0.05% de Al, y aproximadamente 0.001% a aproximadamente 0.005% de Ni.
  12. 12. El método de conformidad con la reivindicación 11, caracterizado porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 6% en peso de Ni.
  13. 13. El método de conformidad con la reivindicación 11, caracterizado porgue la placa de acero comprende menos de aproximadamente 3% en peso de Ni y adicionalmente comprende hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn.
  14. 14. El método de conformidad con la reivindicación 11, 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 0.5% de Si, (iii) aproximadamente 0.02% en peso a aproximadamente 0.10% en peso de V, (iv) hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn, y (v) hasta aproximadamente 0.0020% en peso de B.
  15. 15. El método de conformidad con la reivindicación 11, caracterizado porque la placa de acero comprende además aproximadamente 0.0004% en peso a aproximadamente 0.0020% en peso de B.
  16. 16. El método de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque, después de la etapa (e) , la chapa de acero tiene una DBTT de menos de 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) .
  17. 17. Una chapa de acero que tiene una microestructura que comprende (i) bainita inferior predominantemente de grano fino, listón de martensita de grano fino, bainita granular fina (FGB) , o mezclas de las mismas, y (ii) mayor que 0% en volumen aproximadamente 10% en volumen de la austenita retenida, que tiene una resistencia a la tensión mayor que aproximadamente 830 MPa (120 ksi) y que tiene una DBTT de menos de aproximadamente -62°C (-80°F) en la chapa de acero y su HAZ, y en donde la chapa de acero es producida a partir de una placa de acero recalentada que comprende hierro y los siguientes elementos de aleación en los porcentajes de peso indicados: aproximadamente 0.03% a aproximadamente 0.12 de C, por lo menos aproximadamente 1% a menos de aproximadamente 9% de Ni, hasta aproximadamente 1.0% de Cu, hasta aproximadamente 0.8% de Mo, aproximadamente 0.01% a aproximadamente 0.1% de Nb, aproximadamente 0.008% a aproximadamente 0.03% de Ti, hasta aproximadamente 0.05% de Al, y aproximadamente 0.001% a aproximadamente 0.005% de N.
  18. 18. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 17, caracterizada porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 6% en peso de Ni.
  19. 19. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 17, caracterizada porque la placa de acero comprende menos de aproximadamente 3% en peso de Ni y adicionalmente comprende hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn.
  20. 20. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 17, 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 0.5% de Si, (iii) aproximadamente 0.02% en peso a aproximadamente 0.10% en peso de V, (iv) hasta aproximadamente 2.5% en peso de Mn, y (v) de aproximadamente 0.0004% en peso a 0.0020% en peso de B.
  21. 21. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 17, caracterizada además porque comprende aproximadamente 0.0004% en peso a aproximadamente 0.0020% en peso de B.
  22. 22. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 17, caracterizada porque tiene una microestructura predominantemente microlaminada que comprende listones de listón de martensita de grano fino, listones de bainita inferior de grano fino, o mezclas de los mismos y hasta aproximadamente 10% en volumen de las capas de película de austenita retenidas .
  23. 23. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 22, caracterizada porque la microestructura microlaminada se optimiza para maximizar sustancialmente la tortuosidad de trayectoria de fisuración por el procesamiento de . laminado controlado termomecánico que proporciona una pluralidad de interfases de ángulo elevado entre los listones de martensita de grano fino y bainita inferiox de grano fino y las capas de película de austenita retenidas.
  24. 24. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 17, caracterizada porque tiene una microestructura de bainita granular predominantemente fina (FGB), en donde la bainita granular fina (FGB) comprende granos de ferrita bainítica y partículas de mezcla de martensita y austenita retenida.
  25. 25. La chapa de acero de conformidad con la reivindicación 24, 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 interfases de ángulo elevado entre los granos de ferrita bainítica y entre los granos de ferrita bainítica y las partículas de las mezclas de martensita y austenita retenida.
  26. 26. Un método para incrementar la resistencia de propagación de fisuración de una chapa de acero, el método está caracterizado porque comprende procesar la chapa de acero para producir una microestructura predominantemente microlaminada que comprende listones de listón de martensita de grano fino, listones de bainita inferior de grano fino o mezclas de los mismos, y mayor de 0% en volumen a aproximadamente 10% en volumen de capas de película de austenita retenida, la microestructura microlaminada que es optimizada para maximizar sustancialmente la tortuosidad de trayectoria de fisuración por el procesamiento de laminado controlado termomecánico que proporciona una pluralidad de interfases de ángulo elevado entre los listones de martensita de grano fino y bainita inferior de grano fino y las capas de película de austenita retenidas.
  27. 27. El método de conformidad con la reivindicación 26, caracterizado por que la resistencia a la propagación de fisuración de la chapa de acero es además mejorada, y la resistencia a la propagación de fisuración de HAZ de la chapa de acero cuando suelda es incrementada, agregando por lo menos aproximadamente 1.0 a menos de aproximadamente 9% en peso de Ni y por lo menos aproximadamente 0.1 a aproximadamente 1.0% en peso de Cu, y sustancialmente minimizando la adición de los elementos de estabilización BCC.
  28. 28. Un método para mejorar la resistencia a la propagación de fisuración de una chapa de acero, el método está caracterizado porque comprende procesar la chapa de acero para producir una microestructura de bainita granular predominantemente fina (FGB) , en donde la bainita granular fina (FGB) comprende granos de ferrita bainítica y partículas de mezcla de martensita y austenita retenida y en donde la microestructura es optimizada para maximizar sustancialmente la tortuosidad de trayectoria de fisuración mediante el procesamiento de laminado controlado termomecánico que proporciona una pluralidad de interfases de ángulo elevado entre los granos de ferrita bainítica y entre los granos de ferrita bainítica y las partículas de las mezclas de martensita y austenita retenida.
  29. 29. El método de conformidad con la reivindicación 28, caracterizado porque la resistencia a la propagación de fisuración de la chapa de acero es además mejorada, y la resistencia a la propagación de fisuración. de HAZ de la chapa de acero cuando se suelda es incrementada, agregando por lo menos aproximadamente 1.0 a menos de aproximadamente 9% en peso de Ni y por lo menos aproximadamente 0.1 a aproximadamente 1.0% en peso de Cu, y sustancialmente minimizando la adición de los elementos de estabilización BCC. RESUMEN Un acero de baja aleación, soldable, hiperresistente con excelente tenacidad a temperatura criogénica en la chapa base y en la zona termoafectada (HAZ) cuando se suelda, tiene una resistencia a la tensión mayor de aproximadamente 830 MPa (120 ksi) y una microestructura que comprende (i) bainita inferior predominantemente de grano fino, listón de martensita de grano fino, bainita granular fina (FGB) , o mezcla de las mismas, y (ii) hasta aproximadamente 10% en volumen de austenita retenida, se prepara calentando una placa de acero que comprende hierro y los porcentajes de peso específicos de algunos o todos los aditivos de carbono, manganeso, níquel, nitrógeno, cobre, cromio, molibdeno, silicio, niobio, vanadio, titanio, aluminio y boro; reduciendo la placa para formar la chapa en uno o más pasos en un rango de temperatura en el cual la austenita recristaliza; terminar el laminado de la chapa en uno o más pasos en un rango de temperatura por debajo de la temperatura de recristalización de austenita y encima de la temperatura de transformación Ar3; templar la chapa laminada terminada a una Temperatura de Detención de Templado (QST) ; detener el templado; y cualquiera de los dos durante un periodo de tiempo, mantener la chapa sustancialmente en forma isotérmica a la QST o enfriar lentamente la chapa antes de ot/tm enfriar por aire, o simplemente enfriar por aire la chapa a temperatura ambiente. Ó1/627Í
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