ES2251096T3 - Aceros hiperresistentes esencialmente libres de boro, soldables con tenacidad superior. - Google Patents
Aceros hiperresistentes esencialmente libres de boro, soldables con tenacidad superior.Info
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Abstract
Un acero esencialmente libre de boro, débilmente aleado que tiene una resistencia a la tracción de al menos 900 MPa, una tenacidad medida por prueba de impacto en entalla Charpy en V a -40ºC de al menos 120 julios, y y una microestructura que comprende al menos el 50% en volumen de bainita inferior de grano fino, transformada a partir de granos de austenita sin recristalizar, en la que dicho acero: (i) consiste en los siguientes aditivos en los porcentajes en peso indicados: 0, 03% a 0, 10% de C, 1, 6% a 2, 1% de Mn, 0, 01% a 0, 10% de Nb 0, 01% a 0, 10% de V, 0, 3% a 0, 6% de Mo, 0, 005% a 0, 03% de Ti, 0% en peso a 0, 6% en peso de Si, 0% en peso a 1, 0% en peso de Cu, 0% en peso a 1, 0% en peso de Ni, 0% en peso a 1, 0% en peso de Cr, 0% en peso a 0, 006% en peso de Ca, 0% en peso a 0, 06% en peso de Al, 0% en peso a 0, 02% en peso de REM, 0% en peso a 0, 006% en peso de Mg 0% en peso a 0, 006% en peso de N siendo el resto hierro e impurezas inevitables.
Description
Aceros hiperresistentes esencialmente libres de
boro, soldables con tenacidad superior.
La invención se refiere a una placa de acero
hiperresistente soldable con tenacidad superior, y a una tubería
fabricada a partir de la misma. Más particularmente, la invención se
refiere a aceros débilmente aleados para tuberías, soldables de
gran tenacidad e hiperresistentes donde se minimiza la pérdida de
resistencia de la ZAC (zona afectada por el calor), respecto del
resto de la tubería, y a un procedimiento para producir una placa de
acero que es un precursor para la tubería.
En la siguiente descripción de definen diversos
términos. Por razones de conveniencia, en la presente memoria
descriptiva se proporciona un glosario de términos, que precede
inmediatamente a las reivindicaciones.
Actualmente, la tubería de mayor límite elástico
en el mercado exhibe un límite elástico de aproximadamente 550 MPa.
El acero para tubería de mayor resistencia está comercialmente
disponible, por ejemplo, hasta aproximadamente 690 MPa, pero según
el conocimiento de los inventores no se ha usado comercialmente para
fabricar tuberías. Además, como se describe en las patentes de los
Estados Unidos nº 5.545.269, 5.545.270 y 5.531.842, de Koo y Luton,
se ha descubierto que es práctico producir aceros de resistencia
superior con límites elásticos de al menos aproximadamente 830 MPa y
resistencias a la tracción de al menos aproximadamente 900 MPa, como
precursores de la tubería. Las resistencias de los aceros descritos
por Koo y Lutton en la patente de los Estados Unidos 5.545.269 se
consiguen mediante un equilibrio entre la química del acero y las
técnicas de procesamiento, con lo cual se produce una
microestructura sustancialmente uniforme que comprende en primer
lugar martensita revenida de grano fino y bainita que en segundo
lugar son templados por precipitados de
cobre-\epsilon y algunos carburos o nitruros o
carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno.
En la patente de los Estados Unidos nº 5.545.269,
Koo y Luton describen un procedimiento para fabricar un acero de
gran resistencia en el que el acero se enfría rápidamente desde la
temperatura de acabado de laminado en caliente a una temperatura no
superior a 400ºC a una velocidad de al menos 20ºC/segundo,
preferiblemente aproximadamente 30ºC/segundo para producir en primer
lugar microestructuras de martensita y bainita. Además, para la
consecución de la microestructura y las propiedades deseadas, la
invención de Koo u Lutton requiere que la placa de acero sea
sometida a un procedimiento de temple secundario mediante una etapa
de procesamiento adicional que implica el revenido de la placa
enfriada por agua a una temperatura no superior al punto de
transformación AC_{1}, es decir, la temperatura a la cual la
austenita empieza a formarse durante el calentamiento, durante un
periodo de tiempo suficiente para producir la precipitación de
cobre-\varepsilon y algunos carburos o nitruros o
carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno. La etapa de
procesamiento adicional de revenido de
post-enfriamiento rápido se añade de manera
considerable al coste de la placa de acero. Es deseable, por lo
tanto, proporcionar nuevas metodologías de procesamiento para el
acero que prescinden de la etapa de revenido mientras siguen
consiguiendo las propiedades mecánicas deseadas. Además, la etapa de
revenido, mientras que sea necesaria para el temple secundario
requerido para producir las microestructuras y las propiedades
deseadas, conduce también a una relación de límite
elástico-resistencia a la tracción de más de 0,93.
Desde el punto de vista del diseño preferido de tuberías, es
deseable mantener la relación límite
elástico-resistencia a la tracción inferior a
aproximadamente 0,93, manteniendo mientras tanto altos límites
elásticos y resistencias a la tracción elevadas.
Se necesitan oleoductos con mayores resistencias
que las actualmente disponibles para llevar petróleo bruto y gas
natural a lo largo de grandes distancias. Esta necesidad la suscita
la necesidad de (i) aumentar la eficacia del transporte a través del
uso de mayores presiones de gas y (ii), reducir los materiales y los
costes de colocación reduciendo el espesor de las paredes y el
diámetro exterior. Como consecuencia, se ha incrementado la demanda
de una tubería más fuerte que cualquiera de las actualmente
disponibles.
Por consiguiente, un objeto de la actual
invención es proporcionar composiciones de acero y alternativas de
procesamiento para la producción a bajo coste de una placa de acero
débilmente aleado e hiperresistente, y una tubería fabricada a
partir de la misma, en la que las propiedades de gran resistencia se
obtienen sin la necesidad de una etapa de revenido para producir un
temple secundario. Además, otro objeto de la actual invención es
proporcionar una placa de acero de gran resistencia para una tubería
que es apropiada para el diseño de tuberías, en la que la relación
de límite elástico-resistencia a la tracción es
inferior a aproximadamente 0,93.
Un problema relativo a la mayoría de los aceros
de gran resistencia, es decir, los aceros que tienen límites
elásticos superiores a aproximadamente 550 MPa, es el ablandamiento
de la ZAC después de soldar. La ZAC puede experimentar una
transformación de fase local o un recocido durante los ciclos
térmicos inducidos por soldadura, conduciendo a un ablandamiento
considerable, es decir, de aproximadamente el 15% o más de la ZAC
comparado con el metal de base. Aunque se han producido aceros
hiperresistentes con límites elásticos de 830 MPa o más, estos
aceros carecen generalmente de la necesaria tenacidad para las
tuberías, y no cumplen con los requisitos de soldabilidad necesarios
para las tuberías, porque tales materiales tienen un Pcm (término
industrial bien conocido para expresar la soldabilidad) generalmente
superior a aproximadamente 0,35.
Por consiguiente, otro objeto de la invención es
producir una placa de acero débilmente aleado hiperresistente, como
precursor de una tubería, con un límite elástico de al menos
aproximadamente 690 MPa, una resistencia a la tracción de al menos
aproximadamente 900 MPa, y una tenacidad suficiente para
aplicaciones a bajas temperaturas, es decir, inferior a -40ºC,
manteniendo mientras tanto una calidad de producto constante, y
minimizando la pérdida de resistencia en la ZAC durante el ciclo
térmico inducido por soldadura.
Otro objeto de la invención es proporcionar un
acero hiperresistente con la tenacidad y la soldabilidad necesarias
para la tubería y con un Pcm inferior a aproximadamente 0,35. Aunque
ampliamente usados en el contexto de la soldabilidad, tanto el Pcm
como el Ceq (equivalente de carbono), otro término industrial bien
conocido usado para expresar la soldabilidad, también reflejan la
templabilidad de un acero, porque proporcionan una guía respecto de
la propensión del acero a producir microestructuras duras en el
metal de base. Tal como se usa en esta descripción, Pcm se define
como:
PCm = % en peso de C + % en peso de Si/30 + (% en
peso de Mn + % en peso de Cu + % en peso de Cr)/20 + % en peso de
Ni/60 + % en peso de Mo/15 + % en peso de V/10 + 5(% en peso de B);
y Ceq se define como Ceq = % en peso de C + % en peso de Mn/6 + (%
en peso de Cr + % en peso de Mo + % en peso de V)/5 + (% en peso de
Cu + % en peso de Ni)/15.
Se hace referencia al documento
EP-A-0 753 596 que representa una
mezcla mixta de martensita revenida/bainita que contiene al menos el
60% de martensita revenida.
Según la invención, se proporciona un acero
esencialmente libre de boro, débilmente aleado que tiene una
resistencia a la tracción de al menos 900 MPa, una tenacidad medida
por Prueba de impacto en entalla Charpy en V a -40ºC de al menos 120
julios, y una microestructura que comprende al menos el 50% en
volumen de bainita inferior de grano fino, transformada a partir de
granos de austenita sin recristalizar, en la que dicho acero:
(i) consiste en los siguientes aditivos en los
porcentajes en peso indicados:
- 0,03% a 0,10% de C,
- 1,6% a 2,1% de Mn,
- 0,01% a 0,10% de V
- 0,01% a 0,10% de V,
- 0,3% a 0,6% de Mo,
- 0,005% a 0,03% de Ti,
- 0% en peso a 0,6% en peso de Si,
- 0% en peso a 1,0% en peso de Cu,
- 0% en peso a 1,0% en peso de Ni,
- 0% en peso a 1,0% en peso de Cr,
- 0% en peso a 0,006% en peso de Ca,
- 0% en peso a 0,06% en peso de Al,
- 0% en peso a 0,02% en peso de REM,
- 0% en peso a 0,006% en peso de Mg
- 0% en peso a 0,006% en peso de N
- siendo el resto hierro e impurezas inevitables
(ii) se caracteriza, además, porque
- 0,5 \leq Ceq \leq 0,7, donde Ceq = % en peso de C + % en peso de Mn/6 + (% en peso de Cr + % en peso de Mo + % en peso de V)/5 + (% en peso de Cu + % en peso de Ni)/15, y
- Pcm \leq 0,35, donde % en peso de C + % en peso de Si/30 + (% en peso de Mn + % en peso de Cu + % en peso de Cr)/20 + % en peso de Ni/60 + % en peso de Mo/15 + % en peso de V/10 + 5(% en peso de B), y
(iii) se procesó de acuerdo con las siguientes
etapas del procedimiento: (a) calentar una chapa gruesa de acero a
una temperatura suficiente para disolver todos los carburos y los
carbonitruros de vanadio y niobio; (b) reducir dicha chapa gruesa
para formar una placa en una o más pasadas de laminado en caliente
en un primer intervalo de temperatura en el que la austenita se
recristaliza; (c) reducir, además, dicha placa en una o más pasadas
de laminado en caliente en un segundo intervalo de temperatura por
debajo de la temperatura a la cual la austenita no se recristaliza y
por encima de la temperatura a la cual la austenita empieza a
transformarse en ferrita durante el enfriamiento; (d) enfriar
rápidamente dicha placa a una Temperatura de Parada de Enfriamiento
rápido entre el punto de transformación Ar_{1} (la temperatura a
la cual se realiza la transformación de la austenita en ferrita, o
en ferrita más cementita, durante el enfriamiento) y 150ºC; y (e)
detener dicho enfriamiento rápido y permitir que dicha placa se
enfríe por aire a temperatura ambiente, para de este modo facilitar
la terminación de la transformación de dicha placa de acero en una
microestructura constituida por al menos el 50% en volumen de
bainita inferior de grano fino, sin revenir.
Para una mejor comprensión de la invención, y
para mostrar cómo se lleva a efecto la misma, se hace referencia
ahora, a título de ejemplo, a los dibujos anexos en los cuales:
La figura 1 es una ilustración esquemática de las
etapas de procesamiento del procedimiento que hay que describir, con
una superposición de los diversos constituyentes microestructurales
asociados a las combinaciones particulares del tiempo de proceso
transcurrido y de la temperatura.
La figura 2 es un diagrama que muestra el efecto
de la Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido sobre los valores
relativos de tenacidad y resistencia a la tracción para
formulaciones químicas particulares de aceros al boro identificados
en la Tabla II de la presente memoria descriptiva con "H" o
"I" (círculos), y de un acero esencialmente libre de boro
identificado en la Tabla II de la presente memoria descriptiva con
"D" ( los cuadrados), estando únicamente el acero según el
punto de datos "428" de acuerdo con la presente invención. La
energía de impacto Charpy a -40ºC, (vE_{-40}) en julios, está en
la ordenada.; la resistencia a la tracción, en MPa, está en la
abscisa.
La figura 3 es una micrografía electrónica de
transmisión de campo brillante que indica la red de martensita
dislocada en el acero de muestra "D" (de acuerdo con la Tabla
II de la presente memoria descriptiva), que se procesó por IDQ
(Enfriamiento rápido directo interrumpido) con una Temperatura de
Parada de Enfriamiento rápido de aproximadamente 380ºC.
La figura 4 es una micrografía electrónica de
transmisión de campo brillante que indica una región de la
microestructura de bainita predominantemente inferior del acero de
muestra "D" (de acuerdo con la Tabla II de la presente memoria
descriptiva), que se procesó por IDQ (Enfriamiento rápido directo
interrumpido) con una Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido
de aproximadamente 428ºC. Las plaquetas de cementita
unidireccionalmente alineadas que son características de la bainita
inferior se pueden ver dentro de las varillas de bainita.
La figura 5 es una micrografía electrónica de
transmisión de campo brillante que indica la bainita superior en el
acero de muestra "D" (de acuerdo con la Tabla II de la
presente memoria descriptiva), que se procesó por IDQ (Enfriamiento
rápido directo interrumpido) con una Temperatura de Parada de
Enfriamiento rápido de aproximadamente 461ºC.
La figura 6A es una micrografía electrónica de
transmisión de campo brillante que indica una región de martensita
(centro) rodeada por ferrita en el acero de muestra "D" (de
acuerdo con la Tabla II de la presente memoria descriptiva), que se
procesó por IDQ (Enfriamiento rápido directo interrumpido) con una
Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido de aproximadamente
534ºC. Los precipitados finos de carburo se pueden ver dentro de la
ferrita en la región adyacente al límite entre la ferrita y la
martensita.
La figura 6B es una micrografía electrónica de
transmisión de campo brillante que indica martensita entrelazada
con gran contenido de carbono en el acero de muestra "D" (de
acuerdo con la Tabla II de la presente memoria descriptiva), que se
procesó por IDQ (Enfriamiento rápido directo interrumpido) con una
Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido de aproximadamente
534ºC.
Tal como se describe en la patente de los Estados
Unidos nº 5.545.269, se ha descubierto que, en las condiciones
descritas en la presente memoria descriptiva, la etapa de
enfriamiento rápido por agua a una temperatura no superior a 400ºC
(preferiblemente a temperatura ambiente), que sigue al laminado de
acabado de los aceros hiperresistentes, no debería sustituirse por
enfriamiento por aire porque, en tales condiciones, el enfriamiento
por aire puede hacer que la austenita se transforme en agregados de
ferrita/perlita, conduciendo a un deterioro de la resistencia de
los aceros.
También se ha determinado que la realización del
enfriamiento por agua de tales aceros por encima de 400ºC puede
producir un temple de transformación insuficiente durante el
enfriamiento, reduciendo de este modo la resistencia de los
aceros.
En las placas de acero producidas por el
procedimiento descrito en la patente de los Estados Unidos nº
5.545.269; el revenido después del enfriamiento por agua, por
ejemplo recalentando a temperaturas que varían entre
aproximadamente 400ºC y aproximadamente 700ºC durante intervalos de
tiempo predeterminados, se usa para proporcionar un temple uniforme
a lo largo de toda la placa de acero y mejorar la tenacidad del
acero. La prueba de impacto en entalla Charpy en V es una prueba
bien conocida para medir la tenacidad de los aceros. Una de las
mediciones que se pueden obtener usando la prueba de impacto en
entalla Charpy en V es la energía absorbida rompiendo una muestra de
acero (energía de impacto) a una temperatura dada, por ejemplo, la
energía de impacto a -40ºC, (vE_{-40}).
Como consecuencia de los desarrollos descritos en
la patente de los Estados Unidos 5.545.269, se ha descubierto que el
acero hiperresistente con tenacidad elevada se puede producir sin la
necesidad de la costosa etapa del revenido final. Se ha descubierto
que este resultado deseable se puede conseguir interrumpiendo el
enfriamiento rápido en un intervalo de temperatura particular,
dependiente de la química particular del acero, con lo cual se
desarrolla una microestructura que comprende predominantemente
bainita inferior de grano fino a la temperatura de enfriamiento
interrumpido o al posterior enfriamiento por aire a la temperatura
ambiente. Igualmente se ha descubierto que esta nueva secuencia de
etapas de procesamiento proporciona el resultado sorprendente e
inesperado de las placas de acero con incluso mayor resistencia y
tenacidad que las que se podían conseguir anterior-
mente.
mente.
En consecuencia con los objetos anteriormente
indicados se proporciona una metodología de procesamiento,
denominada en la presente memoria descriptiva, Enfriamiento rápido
directo interrumpido (IDQ), en la que la placa de acero débilmente
aleado de la química deseada se enfría rápidamente, al final del
laminado en caliente, enfriando rápidamente con un fluido apropiado,
tal como agua, a una temperatura de parada de enfriamiento rápido
(QST), seguido por un enfriamiento por aire a temperatura ambiente,
para producir una microestructura que comprende predominantemente
bainita inferior de grano fino. Tal como se usa en la presente
descripción, el enfriamiento rápido se refiere a un enfriamiento
acelerado por cualquier medio en el que se utiliza un fluido
seleccionado por su tendencia a aumentar la velocidad de
enfriamiento del acero, opuesto al enfriamiento por aire del acero a
temperatura
ambiente.
ambiente.
La presente memoria descriptiva describe aceros
con la capacidad de proporcionar un régimen de velocidad de
enfriamiento y parámetros de QST para proporcionar un temple, para
el procedimiento de enfriamiento rápido parcial denominado IDQ,
seguido por una fase de enfriamiento por aire, para de este modo
producir una microestructura que comprenden predominantemente
bainita inferior de grano fino en la placa acabada.
Es bien conocido en la técnica que las adiciones
de pequeñas cantidades de boro, del orden de 5 a 20 ppm, pueden
tener un efecto sustancial sobre la templabilidad de los aceros
débilmente aleados con bajo contenido decarbono. De este modo, las
adiciones de boro al acero se han usado efectivamente en el pasado
para producir fases duras, tales como martensita, en aceros
débilmente aleados con químicas pobres, es decir, equivalente bajo
en carbono (Ceq), para acero hiperresistente debajo costo con una
soldabilidad superior. Sin embargo, no es fácil de llevar a cabo el
consecuente control de las pequeñas adiciones deseadas de boro. Se
requieren instalaciones de producción de acero y un saber hacer
técnicamente avanzados. La presente invención proporciona una gama
de químicas del acero, sin boro añadido, que se pueden procesar por
la metodología IDQ para producir las microestructuras y las
propiedades
deseadas.
deseadas.
De acuerdo con esta especificación, se lleva a
cabo un equilibrio entre la química del acero y la técnica de
procesamiento, permitiendo de este modo la fabricación de placas de
acero de gran resistencia que tienen un límite elástico de al menos
aproximadamente 690 MPa, más preferiblemente al menos
aproximadamente 760 MPa, e incluso más preferiblemente al menos
aproximadamente 830 MPa, y preferiblemente una relación de límite
elástico - resistencia a la tracción inferior a aproximadamente
0,93, más preferiblemente inferior a aproximadamente 0,90, e incluso
más preferiblemente inferior a aproximadamente 0,85, a partir de las
cuales se puede preparar la tubería. En estas placas de acero,
después de soldar en las aplicaciones de la tubería, la pérdida de
resistencia en la ZAC es inferior a aproximadamente el 10%,
preferiblemente inferior a aproximadamente el 5% respecto de la
resistencia del acero de base. Además, estas placas de acero
débilmente aleado de altísimas resistencia, apropiadas para la
fabricación de tuberías, tienen un espesor de preferiblemente al
menos aproximadamente 10 mm, más preferiblemente al menos
aproximadamente 15 mm, e incluso más preferiblemente al menos
aproximadamente 20 mm. Además, estas placas de acero débilmente
aleado de altísimas resistencia no contienen boro añadido.
La calidad del producto de tubería permanece
sustancialmente constante y generalmente no es susceptible de
agrietamiento por hidrógeno.
El producto de acero preferido tiene una
microestructura sustancialmente uniforme que comprende
predominantemente bainita inferior de grano fino. Tal como se usa en
la descripción de la presente memoria descriptiva, y en las
reivindicaciones, "predominantemente" significa al menos
aproximadamente el 50% en volumen. El resto de la microestructura
puede comprende red de martensita de grano fino, bainita superior o
ferrita. Preferiblemente la red de martensita de grano fino
comprende red de martensita de grano fino
auto-revenida. Más preferiblemente, la
microestructura comprende al menos aproximadamente entre el 60% en
volumen y el 80% en volumen de bainita inferior de grano fino.
Incluso más preferiblemente, la microestructura comprende al menos
aproximadamente el 90% en volumen de bainita inferior de grano
fino.
Tanto la bainita inferior como la red de
martensita se pueden templar adicionalmente por precipitados de los
carburos o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno. Estos
precipitados, especialmente los que contienen vanadio pueden ayudar
a minimizar el ablandamiento de la ZAC, probablemente previniendo
cualquier reducción sustancial de densidad de dislocaciones en las
regiones calentadas a temperaturas no superiores al punto de
transformación AC_{1} o induciendo el temple por precipitación en
las regiones calentadas a temperaturas por encima del punto de
transformación AC_{1}, o ambas.
\newpage
La placa de acero se fabrica preparando una chapa
gruesa de acero de la manera habitual, en una realización, que
comprende hierro y los siguientes elementos de aleación con los
porcentajes en peso indicados:
- 0,03-0,10% de carbono (C), preferiblemente 0,05-0,09%
- 0-0,6% de silicio (Si)
- 1,6-2,1% de manganeso (Mn)
- 0-1,0% de cobre (Cu)
- 0-1,0% de níquel (Ni), preferiblemente 0,2 a 1,0 de Ni
- 0,01-0,10% de niobio (Nb), preferiblemente 0,03-0,06% de Nb
- 0,01-0,10% de vanadio (V), preferiblemente 0,03-0,08% de V
- 0,3-0,6% de molibdeno
- 0-1,0% de cromo (Cr)
- 0,005-0,03 titanio (Ti), preferiblemente 0,015-0,02 de Ti
- 0-0,06 de aluminio (Al), preferiblemente 0,001-0,06% de Al
- 0-0,006 de calcio (Ca)
- 0-0,02% tierras raras (TR)
- 0-0,006% de magnesio (Mg)
- 0-0,006% de nitrógeno (N)
y que se caracteriza, además,
por
- Ceq \leq 0,7, y
- Pcm \leq 0,35.
Para los aceros esencialmente libres de boro, el
Ceq es preferiblemente superior a aproximadamente 0,5 e inferior a
aproximadamente 0,7.
Además, las impurezas bien conocidas de nitrógeno
(N), fósforo (P), y azufre (S) se minimizan preferiblemente en el
acero, incluso aunque se desee algo de N, como se explica más
adelante, para proporcionar partículas de nitruro de titanio que
inhiben el crecimiento. Preferiblemente, la concentración de N es de
aproximadamente entre el 0,001 y aproximadamente el 0,006% en peso,
la concentración de S no es superior a aproximadamente el 0,005% en
peso, más preferiblemente no es superior a aproximadamente el
0,002% en peso, y la concentración de P no es superior a
aproximadamente el 0,015% en peso. En esta química el acero está
sustancialmente libre de boro porque no hay boro añadido, y la
concentración de boro es preferiblemente inferior a aproximadamente
3 ppm, más preferiblemente inferior a 1 ppm.
Un procedimiento preferido para producir un acero
hiperresistente con una microestructura que comprende
predominantemente bainita inferior de grano fino comprende calentar
una chapa gruesa de acero a una temperatura suficiente para disolver
sustancialmente todos los carburos y carbonitruros de vanadio y
niobio; reducir la chapa gruesa para formar una placa en una o más
pasadas de laminado en caliente en un primer intervalo de
temperaturas en el cual la austenita se recristaliza; además,
reducir la placa en una o más pasadas de laminado en caliente en un
segundo intervalo de temperaturas por debajo de la temperatura
T_{nr}, es decir, la temperatura por debajo de la cual la
austenita no se recristaliza, y por encima del punto de
transformación AR_{3}, es decir, la temperatura a la cual la
austenita empieza a transformarse en ferrita durante el
enfriamiento; enfriar rápidamente la placa laminada acabada a una
temperatura al menos tan baja como el punto de transformación
Ar_{1}, es decir, la temperatura a la cual la transformación de
la austenita en ferrita o en ferrita más cementita se realiza
durante el enfriamiento, preferiblemente a una temperatura entre
aproximadamente 500ºC y aproximadamente 150ºC; detener el
enfriamiento rápido, y enfriar por aire la placa enfriada
rápidamente a temperatura ambiente.
La temperatura T_{nr}, el punto de
transformación Ar_{1}, y el punto de transformación Ar_{3}
dependen cada uno de la química de la chapa gruesa de acero y se
pueden determinar fácilmente bien por experimentación o por cálculo
usando los modelos apropiados.
Un acero débilmente aleado hiperresistente de
acuerdo con una primera realización preferida de la invención exhibe
una resistencia a la tracción de preferiblemente al menos
aproximadamente 900 MPa, más preferiblemente al menos
aproximadamente 930 MPa, tiene una microestructura que comprende
predominantemente bainita inferior de grano fino y comprende,
además, precipitados finos de cementita y, opcionalmente, incluso
precipitados más finamente divididos de los carburos, o
carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno.
Preferiblemente, la red de martensita de grano
fino comprende martensita de grano fino
auto-revenida.
De acuerdo con un aspecto de la presente
invención, una chapa gruesa de acero se procesa: calentando la chapa
gruesa a una temperatura sustancialmente uniforme suficiente para
disolver sustancialmente todos los carburos y los carbonitruros de
vanadio y niobio, preferiblemente en el intervalo de
aproximadamente 1.000ºC a 1.250ºC, y más preferiblemente en el
intervalo de aproximadamente 1.050ºC a aproximadamente 1.150ºC; un
primer laminado en caliente de la chapa gruesa a una reducción de
preferiblemente aproximadamente entre el 20 y aproximadamente el 60%
(en espesor) para formar una placa en una o más pasadas en un
primer intervalo de temperatura en el que la austenita se
recristaliza; un segundo laminado en caliente a una reducción de
preferiblemente entre aproximadamente el 40% y aproximadamente el
80% (en espesor) en una o más pasadas en un segundo intervalo de
temperatura, algo inferior al primer intervalo de temperatura a la
cual la austenita no se recristaliza y por encima del punto de
transformación AR_{3}, templar la placa laminada enfriando
rápidamente a una velocidad de al menos 10ºC/segundo,,
preferiblemente al menos aproximadamente 20ºC/segundo, más
preferiblemente al menos aproximadamente 30ºC, e incluso más
preferiblemente al menos aproximadamente 35ºC/segundo, a partir de
una temperatura no inferior al punto de transformación Ar_{3} a
una Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido (QST) al menos tan
baja como el punto de transformación Ar_{1}, preferiblemente en el
intervalo de aproximadamente 550ºC a aproximadamente 150ºC, y más
preferiblemente en el intervalo de aproximadamente 500ºC a 150ºC, y
detener el enfriamiento rápido y permitir que dicha placa se enfríe
por aire a temperatura ambiente, para de este modo facilitar la
terminación de la transformación del acero en predominantemente
bainita inferior de grano fino. Tal como se entiende por el experto
en la técnica, y tal como se usa en la presente memoria descriptiva
"reducción porcentual en espesor" se refiere a la reducción
porcentual en el espesor de la chapa gruesa o la placa de acero
respecto de la reducción referenciada. Solamente a título de
ejemplo, sin que por ello se limite la invención, una chapa gruesa
de acero de aproximadamente 25,4 cm se puede reducir aproximadamente
un 50%, en un primer intervalo de temperatura, a un espesor de
aproximadamente 12,7 cm reducido entonces a aproximadamente el 80%
(una reducción del 80%), en un segundo intervalo de temperatura, a
un espesor de aproximadamente 2,54 cm.
Por ejemplo, respecto de la figura 1, una placa
de acero procesada tal como se describe en la presente memoria
descriptiva experimenta un laminado controlado 10 dentro de los
intervalos de temperatura indicados (descrito más adelante con mayor
detalle); a continuación el acero experimenta el enfriamiento rápido
12 desde el punto de enfriamiento rápido inicial 14 hasta la
Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido (QST) 16. Después de
detener el enfriamiento rápido, se deja enfriar por aire 18 el acero
a temperatura ambiente para facilitar la transformación de la placa
de acero en predominantemente bainita inferior de grano fino (en al
región de bainita inferior 20), opcionalmente con martensita en
varilla de grano fino (en la región e martensita 22) para formar
una mezcla de las mismas. Se evitan la región de bainita superior 24
y la región de ferrita 26.
Los aceros hiperresistentes requieren
necesariamente una diversidad de propiedades y estas propiedades se
producen por una combinación de elementos de aleación y tratamiento
termomecánicos; generalmente pequeños cambios en la química del
acero conducen a grandes cambios en las características del
producto. La función de los diversos elementos de aleación y los
límites preferidos en sus concentraciones se dan a
continuación:
El carbono proporciona el reforzamiento de
la precipitación, principalmente a través de la formación de
pequeños carburos de hierro (cementita), carbonitruros de niobio
[Nb(C,N)], carbonitruros de vanadio [V(C,N)], y
partículas o precipitados de Mo_{2}C (una forma de carburo de
molibdeno), si son suficientemente finos y numerosos. Además, la
precipitación de Nb(C,N), durante el laminado en caliente,
sirve generalmente para retrasar la recristalización de la
austenita y para inhibir el crecimiento del grano, proporcionando
de este modo un medio de refinamiento del grano de la austenita y
conduciendo a una mejora tanto en el límite elástico y la
resistencia a la tracción como en la tenacidad a baja temperatura
(por ejemplo la energía de impacto en la Prueba Charpy. El carbono
también incrementa la templabilidad, es decir, la capacidad de
formar microestructuras más duras y más fuertes en el acero durante
el enfriamiento. Generalmente si el contenido de carbono es inferior
a aproximadamente el 0,03%, en peso no se obtienen estos efectos de
reforzamiento. Si el contenido de carbono es superior a
aproximadamente el 0,10% en peso, el acero es generalmente
susceptible a grietas por helada después de una soldadura de campo y
a la reducción de la tenacidad en la placa de acero y en su ZAC de
soldadura.
El manganeso es esencial para obtener las
microestructuras requeridas de acuerdo con la presente invención,
que contienen bainita inferior de grano fino, red de martensita de
grano fino o las mezclas de las mismas, y que proporcionan un buen
equilibrio entre la resistencia y la tenacidad a baja temperatura.
Con este fin, el límite inferior se establece en aproximadamente el
1,6% en peso. El límite superior se establece en aproximadamente el
2,1% en peso porque el exceso de contenido de manganeso en
aproximadamente el 2,1% en peso tiende a favorecer la segregación de
la línea central en aceros continuamente fundidos, y también puede
conducir a un deterioro de la tenacidad del acero. Además, el alto
contenido de manganeso tiende a mejorar la templabilidad del acero y
reducir por lo tanto la soldabilidad de campo reduciendo la
tenacidad de la zona afectada por el calor de las soldaduras.
El silicio se añade para la desoxidación y
la mejora de la resistencia. El límite superior se establece en
aproximadamente el 0,6% en peso para evitar el deterioro
considerable de la soldabilidad de campo y la tenacidad de la zona
afectada por el calor (ZAC), que pueden resultar del contenido
excesivo de silicio. El silicio no siempre es necesario para la
desoxidación puesto que el aluminio o el titanio pueden realizar
esta misma función.
El niobio se añade para favorecer el
refinamiento de grano de la microestructura laminada del acero, lo
cual mejora tanto la resistencia como la tenacidad. La precipitación
de carbonitruro de niobio durante el laminado en caliente sirve para
retrasar la recristalización y para inhibir el crecimiento de
grano, proporcionando de este modo un medio de refinamiento del
grano de austenita. Igualmente puede proporciona un reforzamiento
adicional durante el enfriamiento final a través de la formación de
precipitados de Nb(C,N). En presencia de molibdeno, el niobio
refina efectivamente la microestructura suprimiendo la
recristalización de la austenita durante el laminado controlado y
refuerza el acero proporcionando el temple por precipitación y
contribuyendo a la mejora de la templabilidad. En presencia de boro,
el niobio mejora sinérgicamente la templabilidad. Para obtener tales
efectos, se añade al menos aproximadamente el 0,01% en peso de
niobio. Sin embargo, el exceso de niobio en aproximadamente el 0,10%
será generalmente nocivo para la soldabilidad y la tenacidad de la
ZAC, por lo tanto se prefiere aproximadamente el 0,10% en peso. Más
preferiblemente, se añade entre aproximadamente el 0,03% en peso y
aproximadamente el 0,06% en peso de niobio.
El titanio forma partículas de nitruro de
titanio de grano fino y contribuye al refinamiento de la
microestructura suprimiendo el engrosamiento de los granos de
austenita durante el recalentamiento de la chapa gruesa. Además, la
presencia de partículas de nitruro de titanio inhibe el
engrosamiento de los granos en las zonas afectadas por el calor de
las soldaduras. Por consiguiente, el titanio sirve para mejorar la
tenacidad a baja temperatura tanto del metal de base como de las
zonas afectadas por el calor de las soldaduras. Puesto que el
titanio fija el nitrógeno libre, en forma de nitruro de titanio,
previne el efecto nocivo del nitrógeno sobre la templabilidad debido
a la formación del nitruro de boro. La cantidad de titanio añadido
con este fin es preferiblemente al menos aproximadamente 3,4 veces
la cantidad de nitrógeno (en peso). Cuando el contenido de aluminio
es bajo (es decir, inferior a aproximadamente 0,005% en peso), el
titanio forma un óxido que sirve de núcleo para la formación de
ferrita intragranular en la zona afectada por el calor de las
soldaduras y refinar de este modo la microestructura en estas
regiones. Para conseguir estos objetivos, se prefiere una adición de
titanio de al menos aproximadamente 0,005% en peso. El límite
superior se establece en aproximadamente 0,03% en peso puesto que el
contenido excesivo de titanio conduce al engrosamiento del nitruro
de titanio y al temple por precipitación inducido de carburo de
titanio, causando ambos un deterioro de la tenacidad a baja
temperatura.
El cobre aumenta la resistencia del metal
de base y de la ZAC de las soldaduras; sin embargo, la adición
excesiva de cobre deteriora en gran medida la tenacidad de la zona
afectada por el calor y la soldabilidad de campo. Por lo tanto, el
límite superior de la adición de cobre se establece en
aproximadamente el 1,0% en peso.
El níquel se añade para mejorar las
propiedades de los aceros de bajo contenido de carbono preparados de
acuerdo con la presente invención sin perjudicar la soldabilidad de
campo y la tenacidad baja temperatura. En contraste con el
manganeso y el molibdeno, las adiciones de níquel, en cantidades
superiores al 0,2% en peso han demostrado ser efectivas en la mejora
de la tenacidad de la zona afectada por el calor de las soldaduras.
El níquel es generalmente un elemento beneficioso, salvo por su
tendencia a favorecer las grietas de tensión de sulfuro en algunos
entornos donde el contenido de níquel es superior al 2% en peso.
Para los aceros preparados de acuerdo con la invención, el límite
superior se establece en aproximadamente el 1,0% en peso puesto que
el níquel tiende a ser un elemento de aleación costoso y puede
deteriorar la tenacidad de la zona afectada por el calor de las
soldaduras. La adición de níquel también es efectiva para la
prevención de las grietas de superficie inducidas por el cobre
durante la colada continua y el laminado en caliente. El níquel
añadido con este fin es preferiblemente superior a aproximadamente
un tercio del contenido de cobre.
El aluminio se añade generalmente a los
aceros con el un fin de desoxidación. Igualmente, el aluminio es
efectivo en el refinamiento de las microestructuras de acero. El
aluminio también puede desempeñar una función importante en
proporcionar tenacidad ZAC eliminando el nitrógeno libre en la
región ZAC de granos bastos donde el calor de soldadura permite que
el TiN se disuelva parcialmente, liberando de este modo el
nitrógeno. Si el contenido de aluminio es demasiado alto, es decir,
por encima de aproximadamente el 0,06% en peso, existe una tendencia
a formar inclusiones de tipo Al_{2}O_{3}(óxido de aluminio),
que pueden ser perjudiciales para la tenacidad del acero y su ZAC.
La desoxidación se puede conseguir por la adición de titanio o
silicio, no necesitándose siempre la adición de aluminio.
El vanadio tiene un efecto similar, pero
más pronunciado, al del niobio. Sin embargo, la adición de vanadio a
los aceros hiperresistente produce un efecto notable cuando se añade
en combinación con el niobio. La adición combinada de niobio y
vanadio mejora, además, las excelentes propiedades de los aceros de
acuerdo con la invención. Aunque el límite superior preferible es
aproximadamente el 0,01% en peso, desde el punto de vista de la
tenacidad de la zona afectada por el calor de las soldaduras, y por
lo tanto, la soldabilidad de campo, un intervalo particularmente
preferible es de aproximadamente el 0,03% en peso a aproximadamente
el 0,08% en peso.
El molibdeno se añade para mejorar la
templabilidad del acero y favorecer de este modo la formación de la
microestructura de bainita inferior deseada. El impacto del
molibdeno sobre la templabilidad del acero es particularmente
pronunciada en los aceros que contienen boro. Cuando se añade
molibdeno junto con niobio, el molibdeno aumenta la supresión de la
recristalización de la austenita durante el laminado controlado, y
de este modo, contribuye al refinamiento de la microestructura de
austenita. Para conseguir estos efectos, la cantidad de molibdeno
añadida a los aceros esencialmente libres de boro y que contienen
boro es, de manera respectiva, preferiblemente al menos
aproximadamente el 0,3% en peso y aproximadamente el 0,2% en peso.
El límite superior es preferiblemente aproximadamente el 0,6% en
peso y aproximadamente el 0,5% en peso para los aceros esencialmente
libres de boro y que contienen boro, respectivamente, porque las
cantidades excesivas de molibdeno deterioran la tenacidad de la zona
afectada por el calor generada durante la soldadura de campo,
reduciendo la soldabilidad de campo.
El cromo aumenta generalmente la
templabilidad del acero por enfriamiento rápido directo. También
mejora generalmente la corrosión y la resistencia al agrietamiento
por hidrógeno. Puesto que con el molibdeno, el cromo excesivo, es
decir, un exceso de aproximadamente l 1,0% en peso, tiende a
producir grietas por frío después de la soldadura, de campo, y
tiende a deteriorar la tenacidad del acero y su ZAC, por lo tanto
se impone preferiblemente un máximo del 1,0% en peso.
El nitrógeno suprime el engrosamiento de
los granos de austenita durante el recalentamiento de la chapa
gruesa y en la zona afectada por el calor de las soldaduras formando
nitruro de titanio. Por lo tanto, el nitrógeno contribuye a la
mejora de la tenacidad de baja temperatura tanto del metal de base y
la zona afectada por el calor de las soldaduras. El contenido mínimo
de nitrógeno con este fin es de aproximadamente el 0,001% en peso.
El límite superior se mantiene preferiblemente en aproximadamente el
0,006% en peso porque un exceso de nitrógeno aumenta la incidencia
de defectos de superficie de la chapa gruesa y reduce la
templabilidad efectiva del boro. Igualmente la presencia de
nitrógeno libre produce el deterioro de la tenacidad de la zona
afectada por el calor de las soldaduras.
El calcio y las tierras raras (TR)
controlan generalmente la forma de las inclusiones de sulfuro de
manganeso (MnS) y mejoran la tenacidad a baja temperatura (por
ejemplo, la energía de impacto en la prueba Charpy). Al menos
aproximadamente el 0,001% en peso de Ca o aproximadamente el 0,001%
en peso de TE es deseable para controlar la forma del sulfuro. Sin
embargo, si el contenido de calcio sobrepasa aproximadamente el
0,006% en peso o si el contenido de TR sobrepasa aproximadamente el
0,02% en peso, se pueden formar grandes cantidades de
CaO-CaS (una forma de óxido de
calcio-sulfuro de calcio) o TR-CaS
(una forma de tierras raras - sulfuro de calcio) y convertirse en
grandes bloques y grandes inclusiones, que no solamente invalidan la
limpieza del acero sino que también ejercen influencias adversas
sobre la soldabilidad de campo.
Preferiblemente la concentración de calcio está
limitada aproximadamente el 0,006% en peso y la concentración de TR
está limitada a aproximadamente el 0,02% en peso. En los aceros
hiperresistente para tuberías, la reducción del contenido de azufre
por debajo de aproximadamente el 0,001% en peso y la reducción del
contenido de oxígeno por debajo de aproximadamente el 0,003% en
peso, preferiblemente por debajo de aproximadamente el 0,002% en
peso mientras se mantiene el valor de ESSP preferiblemente superior
a aproximadamente 0,5 e inferior a aproximadamente 10, donde el ESSP
es un índice referido a controlar la forma de las inclusiones de
sulfuro en el acero y se define por la relación: ESSP = (porcentaje
en peso de Ca) [1-124 (porcentaje en peso de
O)]/1,25(porcentaje en peso de S), puede ser particularmente
efectivo en la mejorar tanto de la tenacidad como de la
soldabilidad.
El manganeso forma generalmente
partículas de óxido finamente divididas, que pueden suprimir el
engrosamiento de los granos y/o favorecer la formación de ferrita
intragranular en la ZAC, y de este modo, mejorar la tenacidad de la
ZAC. Al menos aproximadamente el 0,0001% en peso de Mg es deseable
para que sea afectiva la adición de Mg. Sin embargo, si el contenido
de Mg sobrepasa el 0,006% en peso, se forman óxidos bastos y se
deteriora la tenacidad de la ZAC.
Tal como se ha explicado anteriormente, el acero
descrito en la presente memoria descriptiva en forma de
realizaciones de la invención están esencialmente libres de
boro, lo cual evita el problema de la formación de partículas de
fragilización de Fe_{23}(C, B)_{6} (una forma de
borocarburo de hierro), lo cual puede favorecer el exceso de boro
de aproximadamente el 0,002% en peso.
Un primer objetivo del tratamiento termomecánico
descrito en la presente memoria descriptiva, como se muestra
esquemáticamente en la figura 1, es realizar una microestructura que
comprende predominantemente bainita inferior de grano fino,
transformada a partir de granos de austenita sin cristalizar, y
preferiblemente comprende también una fina dispersión de cementita.
El constituyente de la bainita inferior y cualquier constituyente de
la red de martensita se puede templar adicionalmente incluso por
precipitados más finamente dispersos de Mo_{2}C, V(C,N) y
Nb(C,N) o las mezclas de los mismos. La microestructura de
escala fina de la bainita inferior de grano fino proporciona el
material con gran resistencia y buena tenacidad a baja temperatura.
Para obtener la microestructura deseada, los granos de austenita
calentada de las chapas gruesas de acero se realizan primeramente en
una dimensión fina, y en segundo lugar se deforman y se aplanan para
que este modo, a través del espesor, la dimensión de los granos de
austenita sea aun menor, por ejemplo preferiblemente inferior a
aproximadamente 5-20 micrones y en tercer lugar,
estos granos de austenita aplanados se cargan con una gran densidad
de dislocaciones y bandas de cizalla. Estas interfases limitan el
crecimiento de las fases de transformación (es decir, la bainita
inferior y la red de martensita) cuando la placa de acero se enfría
después de la realización del laminado en caliente. El segundo
objetivo es retener suficiente Mo, V y b, sustancialmente en
solución sólida después de que la placa se haya enfriado a la
Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido, de manera que el Mo, V
y Nb están disponibles para ser precipitados como MO2C,
Nb(C,N) y V(C,N) durante la transformación de la
bainita o durante los ciclos térmicos de soldadura para mejorar y
preservar la resistencia del acero. La temperatura de
recalentamiento para la chapa gruesa de acero antes del laminado en
caliente debería ser suficientemente alta para maximizar la
solución del V, Nv y Mo mientras se previene la disolución de las
partículas de TiN que se formaron durante la colada continua del
acero, y servir para prevenir el engrosamiento de los granos de
austenita antes del laminado en caliente. Para conseguir ambos
objetivos para las composiciones de acero de la presente invención,
la temperatura de recalentamiento antes del laminado en caliente
debería ser al menos de aproximadamente 1.000ºC y no superior a
aproximadamente 1.250ºC. la chapa gruesa se recalienta
preferiblemente por un medio apropiado para elevar la temperatura de
sustancialmente toda la chapa gruesa, preferiblemente la chapa
gruesa entera, a la temperatura de recalentamiento deseada, por
ejemplo colocando la chapa gruesa en un horno durante un periodo de
tiempo. La temperatura específica de recalentamiento que se debería
usar para cualquier composición de acero dentro de la gama de la
presente invención se puede determinar fácilmente por una persona
experta en la técnica, bien por experimentación o por cálculo usando
los modelos apropiados. Además, la temperatura del horno y el tiempo
de recalentamiento necesarios para elevar la temperatura de
sustancialmente todo la chapa gruesa, preferiblemente la chapa
gruesa entera, a la temperatura deseada de recalentamiento se puede
determinar fácilmente por una persona experta en la técnica en
referencia a las publicaciones industriales estándar.
Para cualquier composición de acero dentro de la
gama de los aceros descritos en la presente memoria descriptiva, la
temperatura que define el límite entre el intervalo de
recristalización y el intervalo de
no-recristalización, la temperatura T_{nr},
depende de la química del acero, y más particularmente, de la
temperatura de recalentamiento antes del laminado, la concentración
de carbono, la concentración de niobio y la cantidad de reducción
dada en las pasadas de laminado. Las personas expertas en la técnica
pueden determinar esta temperatura para cada composición de acero,
bien por experimentación por cálculo de modelos.
Salvo para la temperatura de recalentamiento, que
se aplica a sustancialmente todo la chapa gruesa, las posteriores
temperaturas referenciadas en la descripción del procedimiento de
procesamiento de la invención son temperaturas medidas en la
superficie del acero. La temperatura de superficie del acero se
puede medir usando un pirómetro óptico, por ejemplo, o cualquier
otro dispositivo apropiado para medir la temperatura superficial del
acero. Las velocidades de enfriamiento rápido indicadas en la
presente memoria descriptiva son aquellas que están en el centro, o
sustancialmente en el centro, del espesor de la placa y la
Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido (QST) es la mayor, o
sustancialmente la mayor temperatura alcanzada en la superficie de
la placa, después de detener el enfriamiento rápido, porque el calor
se transmitió desde el espesor medio de la placa. La temperatura y
la velocidad de flujo requeridos del fluido de enfriamiento rápido
para conseguir la velocidad de enfriamiento acelerado deseada pueden
ser determinados por un experto en la técnica en referencia a las
publicaciones industriales estándar.
Las condiciones de laminado en caliente usadas,
además de hacer que los granos de austenita sean de una dimensión
fina, proporcionan un aumento de la densidad de dislocación a
través de la formación de las bandas de deformación en los granos de
austenita, conduciendo por lo tanto a un refinamiento adicional de
la microestructura limitando la dimensión de los productos de
transformación, es decir, la bainita inferior de grano fino y la red
de martensita de grano fino, durante el enfriamiento después de que
se acabe el laminado. Si la reducción de laminado en el intervalo
de temperatura de recristalización se reduce por debajo del
intervalo descrito en la presente memoria descriptiva, mientras la
reducción de laminado en el intervalo de
no-recristalización se incrementa por encima del
intervalo descrito en la presente memoria descriptiva, los granos de
austenita serán generalmente insuficientemente finos dando como
resultado granos de austenita bastos, reduciendo de este modo, tanto
la resistencia como la tenacidad del acero y produciendo una mayor
susceptibilidad al agrietamiento por hidrógeno. Por otra parte, si
la reducción de laminado en el intervalo de temperatura de
recristalización se incrementa por encima del intervalo descrito en
la presente memoria descriptiva mientras la reducción de laminado en
el intervalo de no-recristalización se reduce por
debajo del intervalo descrito en la presente memoria descriptiva,
la formación de bandas de deformación y estructuras de dislocación
en los granos de austenita pueden ser inadecuadas para proporcionar
un refinamiento suficiente de los productos de transformación cuando
se enfría el acero después de haberse acabado el laminado.
Después del laminado de acabado, el acero es
sometido a un enfriamiento rápido desde una temperatura
preferiblemente no inferior a aproximadamente el punto de
transformación Ar_{1}, es decir, la temperatura a la cual la
transformación de la austenita en ferrita o en ferrita más cementita
se lleva a cabo durante el enfriamiento, preferiblemente no
superior a aproximadamente 550ºC, y más preferiblemente no superior
a aproximadamente 500ºC. Se utiliza generalmente el enfriamiento
rápido por agua; aunque se puede usar cualquier fluido apropiado
para llevar a cabo el enfriamiento rápido. No se emplea generalmente
el enfriamiento por aire extendido entre el laminado y el
enfriamiento rápido, de acuerdo con la invención, puesto que
interrumpe el flujo normal del material a través del proceso de
laminado y de enfriamiento en una acería típica. Sin embargo, se ha
determinado que, interrumpiendo el ciclo de enfriamiento rápido en
un intervalo apropiado de temperaturas y permitiendo entonces que el
acero enfriado rápidamente sea enfriado por aire a temperatura
ambiente en su condición acabada, se obtienen constituyentes
microestructurales ventajosos sin interrupción del proceso de
laminado y, de este modo, con un pequeño impacto sobre la
productividad del laminador.
La placa de acero laminada en caliente y enfriada
rápidamente se somete, de este modo, a un tratamiento de
enfriamiento final por aire que empieza a una temperatura que no es
superior al punto de transformación Ar_{1}, preferiblemente no
superior a aproximadamente 550ºC, y más preferiblemente no
superior a aproximadamente 500ºC. Este tratamiento final de
enfriamiento se realiza con el fin de mejorar la tenacidad del
acero permitiendo una precipitación suficiente sustancialmente
uniforme a través de toda la microestructura de bainita inferior de
grano fino y de red de martensita de grano fino de partículas
finamente dispersas de cementita. Además, dependiendo de la
Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido y la composición de
acero, se pueden formar precipitados de Mo_{2}C, Nb(C,N) y
V(C,N) incluso más finamente dispersos, lo cual aumenta la
resistencia.
Una placa de acero producida mediante el
procedimiento descrito exhibe una gran resistencia y una gran
tenacidad con una gran uniformidad de la microestructura en la
dirección de paso del espesor de la placa, a pesar de la
concentración relativamente baja de carbono. Por ejemplo, tal placa
exhibe generalmente un límite elástico de al menos 830 MPa, una
resistencia a la tracción de al menos 900 MPa, y una tenacidad
(medida a -40ºC, por ejemplo vE_{-40}) de al menos 120 julios, las
cuales son propiedades apropiadas para las aplicaciones de
tuberías. Además, la tendencia al ablandamiento de la zona afectada
por el calor (ZAC) se reduce por la presencia de una formación
adicional durante la soldadura de, precipitados de V(C, N) y
Nb(C, N). Además, la sensibilidad del acero al agrietamiento
por hidrógeno se reduce notablemente.
La ZAC en el acero se desarrolla durante el ciclo
térmico inducido por soldadura y se puede extender durante
2-5 mm desde la línea de fusión de la soldadura. En
la ZAC se forma un gradiente de temperatura, por ejemplo, desde
aproximadamente 1.400º a aproximadamente 700ºC, la cual abarca un
área en la cual se produce el siguiente fenómeno de ablandamiento,
desde una temperatura inferior a una superior; ablandamiento por
reacción de revenido a alta temperatura, y ablandamiento por
austenización y enfriamiento lento. A temperaturas inferiores,
alrededor de 700ºC, están presentes el vanadio y el niobio y sus
carburos y carbonitruros para prevenir o minimizar sustancialmente
el ablandamiento reteniendo la alta densidad de dislocaciones y las
subestructuras; mientras que a temperaturas superiores, alrededor de
850ºC- 950ºC, los precipitados carburos o carbonitruros de vanadio y
niobio forman y minimizan el ablandamiento. El efecto final durante
el ciclo térmico inducido por soldadura es que la pérdida de
resistencia en la ZAC es inferior al 10%, preferiblemente inferior
al 5%, respecto de la resistencia del acero de base. Es decir, la
resistencia de la ZAC es al menos aproximadamente el 90% de la
resistencia del metal de base, preferiblemente al menos
aproximadamente el 95% de la resistencia del metal de base. El
mantenimiento de la resistencia en la ZAC se debe principalmente a
una concentración total de vanadio y niobio superior a
aproximadamente el 0,06% en peso y preferiblemente cada uno del
vanadio y del niobio está presente en el acero en concentraciones
superiores a aproximadamente el 0,03% en peso.
Como es bien conocido en la técnica, la tubería
está formada por la placa por el procedimiento bien conocido
U-O-E en el cual: la placa se forma
con una forma de U, a continuación se forma en forma de O, y la
forma de O, después de soldar el cordón, se expanden alrededor del
1% (E). La formación y la expansión con sus efectos concomitantes de
templado conducen a una mayor resistencia de la tubería.
Lo siguientes ejemplos sirven para ilustrar la
invención descrita anteriormente.
La microestructura está constituida
predominantemente por bainita inferior de grano fino.
Específicamente, para las mayores combinaciones de resistencia y
tenacidad y para la resistencia de ablandamiento de la ZAC, la
microestructura más preferida está constituida predominantemente por
bainita inferior de grano fino reforzada con, además de las
partículas de cementita, carburos de aleación estables y fina que
contienen Mo, V, Nb o las mezclas de los mismos. Se presentan
ejemplos específicos de estas microestructuras más adelante.
Los aceros esencialmente libres de boro de la
presente invención requieren un mayor contenido de otros elementos
de aleación, comparado con los aceros que contienen boro, para
conseguir el mimo nivel de templabilidad. Por lo tanto, estos aceros
esencialmente libres de boro se caracterizan preferiblemente por un
Ceq elevado, preferiblemente superior a aproximadamente 0,5 e
inferior a aproximadamente 0,7, con el fin de ser procesado
efectivamente para obtener una microestructura y propiedades
aceptables para las placas de acero con el espesor preferido para
las placas de acero de la invención. La figura 2 presenta mediciones
de propiedades mecánicas hechas sobre un acero esencialmente libre
de boro con las realizaciones químicas (cuadrados), que se comparan
con las mediciones de propiedades mecánicas hechas sobre los aceros
que contienen boro (círculos). Los números para cada punto de datos
representan la QST (en ºC) usado para ese punto de datos. Las
observaciones de las propiedades de la microestructura se hicieron
sobre el acero esencialmente libre de boro. A una QST de 534ºC (sin
formación de ninguna realización de la invención), la
microestructura era predominantemente ferrita con precipitados más
bainita superior y martensita entrelazada. A una QST de 461 (de
nuevo sin formación de ninguna realización de la invención), la
microestructura era predominantemente bainita superior e inferior. A
una QST de 428ºC, la microestructura, que está dentro del marco de
las reivindicaciones anexas, era predominantemente bainita inferior
con precipitados. A las QST de 380ºC y 200ºC (de nuevo ninguna
realización de la invención), la microestructura era
predominantemente la red de martensita con precipitados. Se ha
descubierto en este ejemplo que una cantidad sustancial de bainita
superior y de manera especial se deberían evitar las
microestructuras predominantemente de bainita superior para unas
buenas combinaciones de resistencia u tenacidad. Además, también se
deberían evitar las QST muy elevadas puesto que las microestructuras
mixtas de ferrita y martensita entrelazada no proporciona buenas
combinaciones de resistencia y tenacidad. Cuando los aceros
esencialmente libres de boro se procesan por IDQ con una QST de
aproximadamente 380ºC, las microestructura es predominantemente la
red de martensita mostrada en la figura 3. Esta micrografía
electrónica de transmisión de campo brillante revela una estructura
fina de redes paralelas con un elevado contenido de dislocaciones,
con lo cual se deriva la alta resistencia para esta estructura. La
microestructura, aunque sin formación de ninguna realización de la
invención, se considera deseable desde el punto de vista de la
alta resistencia y de la tenacidad. Sin embargo, es notable que la
tenacidad no es tan elevada como la que se puede conseguir con las
microestructuras predominantemente de bainita inferior obtenidas en
los aceros que contienen acero a temperaturas equivalentes de
enfriamiento rápido directo interrumpido (IDQ), parada de
enfriamiento rápido (QST) o, e de hecho, a QST tan bajas como
aproximadamente 200ºC. Puesto que el QST se incrementa hasta
aproximadamente 428ºC, la microestructura cambia rápidamente desde
una que consiste en predominantemente una red de martensita a una
que consiste en predominantemente bainita inferior. La figura 4, l
micrografía electrónica de transmisión del IDQ del acero "D"
(de acuerdo con la Tabla II e la presente memoria descriptiva)
procesado a una QST de 428ºC, revela los precipitados
característicos de la cementita en una matriz de ferrita con
bainita inferior. En las aleaciones de este ejemplo, la
microestructura de bainita inferior se caracteriza por la excelente
estabilidad durante la exposición térmica, que resiste el
ablandamiento incluso en la zona afectada por el calor (ZAC) de
grano fino subcrítica o intercrítica de las soldaduras. Esto se
puede explicar por la presencia de carbonitruros de aleación muy
finos del tipo que contienen Mo, V y
Nb.
Nb.
Cuando la temperatura de QST se eleva a
aproximadamente 460ºC, la microestructura de predominantemente
bainita inferior (e decir, que contienen al menos el 50% en volumen
de bainita inferior) se sustituye por una que consiste en una mezcla
de bainita superior y bainita inferior. Tal como se esperaba, la
mayor QST da como resultado una reducción de la resistencia. Esta
reducción de la resistencia va acompañada de una caída de tenacidad
atribuible a la presencia de una fracción de volumen considerable de
bainita superior. La micrografía electrónica de transmisión de campo
brillante, mostrado en la figura 5, muestra una región del acero
"D" (de acuerdo con la Tabla II de la presente memoria
descriptiva), que era el IDQ procesado con la QST de aproximadamente
461ºC. La micrografía revela una red de bainita superior
caracterizada por la presencia de plaquetas de cementita en los
límites de las redes de bainita y ferrita.
A temperaturas de QST aun más elevadas, por
ejemplo 534ºC, la microestructura consiste en una mezcla de ferrita
que contiene precipitados y martensita entrelazada. Las micrografías
electrónicas de transmisión de campo brillante, mostradas en las
figuras 6A y 6B, son tomadas desde regiones del acero "D" del
ejemplo (de acuerdo con la Tabla II de la presente memoria
descriptiva) que era el IDQ procesado con una QST de aproximadamente
534ºC. En este caso, se produjo una cantidad apreciable de ferrita
que contiene precipitado junto con la martensita entrelazada
quebradiza. El resultado final es que la resistencia se reduce
sustancialmente sin el beneficio comparable de la tenacidad.
Para las propiedades aceptables, los aceros
esencialmente libres de boro ofrecen una gama apropiada de QST,
preferiblemente desde aproximadamente 200ºC a aproximadamente 450ºC,
para producir la estructura y las propiedades deseadas. Por debajo
de aproximadamente 150ºC, la red de martensita es demasiado fuerte
para una tenacidad óptima, mientras que por encima de 450ºC, el
acero, produce en primer lugar demasiada bainita superior y
progresivamente mayores cantidades de ferrita, con precipitación
deletérea, y finalmente la martensita entrelazada, conduciendo a
una tenacidad pobre en las muestras.
Las características microestructurales de estos
aceros esencialmente libres de boro resultan de las características
no tan deseables de transformación del enfriamiento continuo en
estos aceros. En ausencia de boro añadido, no se suprime la
nucleación de la ferrita tan efectivamente como es el caso en los
aceros que contienen boro. Como consecuencia, a temperaturas QST
elevadas, se forman cantidades considerables de ferrita formadas
inicialmente durante la transformación que causa la partición del
carbono en la austenita restante, la cual se transforma
posteriormente en la martensita entrelazada de gran contenido de
carbono. En segundo lugar, en ausencia de boro añadido en el acero,
la transformación en bainita superior tampoco se suprime, dando como
resultado microestructuras mixtas indeseables de bainita superior e
inferior que tienen propiedades inadecuadas de tenacidad. Sin
embargo, en los casos en que los laminadores no tienen la capacidad
de producir aceros que contienen boro de manera consistente, se
puede seguir usando el proceso de IDQ efectivamente para producir
aceros de resistencia y tenacidad excepcionales, siempre que las
directrices indicadas anteriormente se empleen en procesar estos
aceros, particularmente respecto de la
QST.
QST.
Las chapas gruesas de acero procesadas descritas
en la presente memoria descriptiva experimentan un recalentamiento
apropiado antes del laminado para inducir los efectos deseados en la
microestructura. El recalentamiento sirve para disolver
sustancialmente, en la austenita, los carburos y los carbonitruros
de Mo, Nb y V, de manera que estos elementos se puedan precipitar
más tarde durante el procesamiento del acero en más formas
deseadas, es decir, precipitación fina en austenita o los productos
de transformación de austenita antes del enfriamiento rápido así
como durante el enfriamiento y la soldadura. En la fabricación del
acero, el recalentamiento se efectúa a temperaturas en el intervalo
de aproximadamente 1.000ºC a aproximadamente 1.250ºC, y
preferiblemente de aproximadamente 1.050ºC a aproximadamente
1.150ºC, El diseño de la aleación y el procesamiento termomecánico
han sido pensados para producir el siguiente equilibrio respecto de
los antiguos carbonitruros fuertes, específicamente niobio y
vanadio:
- \bullet
- Aproximadamente un tercio de estos elementos se precipitan preferiblemente en austenita antes del enfriamiento rápido,
- \bullet
- Aproximadamente un tercio de estos elementos se precipitan preferiblemente en productos de transformación de austenita durante el enfriamiento que sigue al enfriamiento rápido,
- \bullet
- Aproximadamente un tercio de estos elementos son retenido preferiblemente en la solución sólida que ha de estar disponible para la precipitación en la ZAC para mejorar el ablandamiento normal observado en los aceros que tienen un límite elástico superior a 550 MPa.
El programa de laminado usado en la producción de
los aceros de los ejemplos se da en la Tabla I.
| Pasada | Espesor después de la Pasada-mm | Temperatura - ºC |
| 0 | 100 | 1.240 |
| 1 | 90 | - - - - |
| 2 | 80 | - - - - |
| 3 | 70 | 1.80 |
| 4 | 60 | 930 |
| 5 | 45 | - - - - |
| 6 | 30 | - - - - |
| 7 | 20 | 827 |
Los aceros se enfriaron rápidamente a partir de
la temperatura de laminado de acabado hasta la Temperatura de Parada
de Enfriamiento rápido a una velocidad de enfriamiento de
35ºC/segundo seguido por un enfriamiento por aire a temperatura
ambiente. Este procesamiento IDQ produjo la microestructura deseada
que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino.
Haciendo de nuevo referencia a la figura 2, se
puede observar que el acero D (Tabla II), que está esencialmente
libre de boro (conjunto inferior de puntos de datos conectados por
línea de puntos), así como los aceros H e I (Tabla II) que contienen
una pequeña cantidad predeterminada de boro (conjunto superior de
puntos de datos entre las líneas paralelas) y por lo tanto modo no
son realizaciones de la invención, se puede formular y fabricar para
de este modo producir un exceso de resistencia a la tracción de 900
MPa y un exceso de tenacidad de 120 julios a -40ºC, es decir,
vE_{-40} en un exceso de 120 julios. En cada caso, el material
resultante se caracteriza predominantemente por bainita inferior
de grano fino y opcionalmente red de martensita de grano fino. Tal
como lo indica el punto de datos "534" (representación de la
Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido en grado Celsius
empleado para esta muestra), cuando los parámetros del proceso caen
fuera de los límites del procedimiento descrito en la presente
invención, la microestructura resultante (ferrita con precipitados
más bainita superior y/o martensita entrelazada y red de
martensita) no es la microestructura deseada de los aceros de los
ejemplos de la invención, y la resistencia a la tracción o la
tenacidad, o ambas, caen por debajo de los intervalos deseados para
las aplicaciones de tuberías.
Los ejemplos de los aceros formulados descritos
en la presente memoria descriptiva se muestran en la Tabla II. Los
aceros identificados como "A"-"D" están esencialmente
libres de boro mientras que identificados como "E"-"I"
contienen boro añadido, estando estos últimos ejemplos fuera del
marco de la invención reivindicada.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Los aceros procesados según las realizaciones del
procedimiento de la presente invención son apropiados para
aplicaciones de tubería, pero no se limitan a esto último. Tales
aceros pueden ser apropiados para otras aplicaciones, tales como
aceros estructurales.
Punto de transformación Ac_{1}: La
temperatura a la cual la austenita empieza a formarse durante el
calentamiento;
Punto de transformación Ar_{1}: La
temperatura a la cual se realiza la transformación de la austenita
en ferrita o en ferrita más cementita durante el enfriamiento;
Punto de transformación Ar_{3}: La
temperatura a la cual la austenita empieza a transformarse en
ferrita durante el enfriamiento;
Cementita: carburos de hierro;
Ceq (equivalente de carbono): un término
industrial bien conocido para expresar la soldabilidad; también Ceq
= % en peso de C + % en peso de Mn/6 + (% en peso de Cr + % en peso
de Mo + % en peso de V)/5 + (% en peso de Cu + % en peso de
Ni)/15.
ESSP: un índice relativo al control de la
forma de las inclusiones de sulfuro en el acero; también ESSP =
(porcentaje en peso de Ca) [1-124 (porcentaje en
peso de O)]/1,25(porcentaje en peso de S);
Fe_{23}(C, B)_{6}: Una
forma de borocarburo de hierro
ZAC: Zona afectada por el calor;
IDQ: Enfriamiento Rápido Directo
Interrumpido;
Química pobre: Ceq inferior a
aproximadamente 0,50;
Mo_{2}C: una forma de carburo de
molibdeno;
Nb(C, N): carbonitruros de
niobio;
Pcm: un término industrial bien conocido
usado para expresar la soldabilidad; también, Pcm = % en peso de C
+ % en peso de Si/30 + (% en peso de Mn + % en peso de Cu + % en
peso de Cr)/20 + % en peso de Ni/60 + % en peso de Mo/15 + % en peso
de V/10 + 5(% en peso de B);
predominantemente: tal como se usa en la
descripción de la presente invención, significa al menos
aproximadamente 50% en volumen;
enfriamiento rápido: tal como se usa en la
presente invención, enfriamiento acelerado por cualquier medio en el
cual se utiliza un fluido seleccionado por su tendencia a
incrementar la velocidad de enfriamiento del acero, opuesto al
enfriamiento por aire.
Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido
(QST): la mayor, o sustancialmente la mayor temperatura
alcanzada en la superficie de la placa, después de detener el
enfriamiento rápido a causa del calor transmitido desde el espesor
medio de la placa.
Velocidad de enfriamiento rápido:
velocidad de enfriamiento en el centro, o sustancialmente en el
centro, del espesor de la placa;
TM: Tierras raras.
Temperatura T_{nr}; La temperatura por
debajo de la cual la autenita no se recristaliza;
V(C, N): carbonitruros de
vanadio.
VE_{-40}: Energía de impacto determinada
por la prueba de impacto en entalla Charpy en V a -40ºC.
Claims (13)
1. Un acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado que tiene una resistencia a la tracción de al
menos 900 MPa, una tenacidad medida por prueba de impacto en entalla
Charpy en V a -40ºC de al menos 120 julios, y una microestructura
que comprende al menos el 50% en volumen de bainita inferior de
grano fino, transformada a partir de granos de austenita sin
recristalizar, en la que dicho acero:
(i) consiste en los siguientes aditivos en los
porcentajes en peso indicados:
- 0,03% a 0,10% de C,
- 1,6% a 2,1% de Mn,
- 0,01% a 0,10% de Nb
- 0,01% a 0,10% de V,
- 0,3% a 0,6% de Mo,
- 0,005% a 0,03% de Ti,
- 0% en peso a 0,6% en peso de Si,
- 0% en peso a 1,0% en peso de Cu,
- 0% en peso a 1,0% en peso de Ni,
- 0% en peso a 1,0% en peso de Cr,
- 0% en peso a 0,006% en peso de Ca,
- 0% en peso a 0,06% en peso de Al,
- 0% en peso a 0,02% en peso de REM,
- 0% en peso a 0,006% en peso de Mg
- 0% en peso a 0,006% en peso de N
- siendo el resto hierro e impurezas inevitables
(ii) se caracteriza, además, porque
- 0,5 \leq Ceq \leq 0,7, donde Ceq = % en peso de C + % en peso de Mn/6 + (% en peso de Cr + % en peso de Mo + % en peso de V)/5 + (% en peso de Cu + % en peso de Ni)/15, y
- Pcm \leq 0,35, donde % en peso de C + % en peso de Si/30 + (% en peso de Mn + % en peso de Cu + % en peso de Cr)/20 + % en peso de Ni/60 + % en peso de Mo/15 + % en peso de V/10 + 5(% en peso de B), y
(iii) se procesó de acuerdo con las siguientes
etapas de proceso:
- (a)
- calentar una chapa gruesa de acero a una temperatura suficiente para disolver todos los carburos y los carbonitruros de vanadio y niobio;
- (b)
- reducir dicha chapa gruesa para formar una placa en una o más pasadas de laminado en caliente en un primer intervalo de temperatura en el que la austenita se recristaliza;
- (c)
- reducir, adicionalmente, dicha placa en una o más pasadas de laminado en caliente en un segundo intervalo de temperatura por debajo de la temperatura a la cual la austenita no se recristaliza y por encima de la temperatura a la cual la austenita empieza a transformarse en ferrita durante el enfriamien- to;
- (d)
- enfriar rápidamente dicha placa a una Temperatura de Parada de Enfriamiento rápido entre el punto de transformación Ar_{1} (la temperatura a la cual se realiza la transformación de la austenita en ferrita, o en ferrita más cementita, durante el enfriamiento) y 150ºC; y
- (e)
- detener dicho enfriamiento rápido y permitir que dicha placa se enfríe por aire a temperatura ambiente, para de este modo facilitar la terminación de la transformación de dicha placa de acero en una microestructura constituida por al menos el 50% en volumen de bainita inferior de grano fino, sin revenir.
2. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 1, que comprende, además,
precipitados finos de cementita.
3. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 1, que comprende, además,
precipitados de los carburos o carbonitruros de vanadio, niobio y
molibdeno.
4. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 3, en el que las
concentraciones totales de cada uno del vanadio o del niobio son
superiores al 0,06% en peso.
5. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 3, en el que las
concentraciones de cada uno del vanadio y novio son superiores al
0,03% en peso.
6. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 1 en forma de una placa
que tiene un espesor de al menos 10 mm.
7. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 1, en el que dicho acero
comprende entre el 0,05% y el 0,09% de C.
8. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 1, en el que dicho acero
comprende entre el 0,2% y el 1,0% de Ni.
9. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 1, en el que dicho acero
comprende entre el 0,03% y el 0,06% de Nb.
10. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 1, en el que dicho acero
comprende entre el 0,03% y el 0,08% de V.
11. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 1, en el que dicho acero
comprende entre el 0,015% y el 0,02% de Ti.
12. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según la reivindicación 1, en el que dicho acero
comprende entre el 0,001% y el 0,06% de Al.
13. El acero esencialmente libre de boro,
débilmente aleado según cualquier reivindicación anterior en el que
la microestructura comprende, además, red de martensita de grano
fino.
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