ES2275310T3 - Procedimiento para la produccion de aceros soldables de resistencia ultra-alta con tenacidad superior. - Google Patents
Procedimiento para la produccion de aceros soldables de resistencia ultra-alta con tenacidad superior. Download PDFInfo
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Abstract
Un procedimiento para producir una placa de acero a partir de una chapa de acero que comprende los siguientes aditivos en los porcentajes en peso indicados, impurezas inevitables y el resto de hierro: 0, 03-0, 10% de C, 1, 6-2, 1% de Mn, 0, 01 a 0, 10% de Nb, 0, 01-0, 10% de V, 0, 005-0, 03% de Ti, 0, 001-0, 006% de N, 0, 3-0, 6% de Mo, opcionalmente hasta 0, 6% de Si, opcionalmente hasta 1, 0% de Cu, opcionalmente hasta 1, 0% de Ni, opcionalmente hasta 1, 0% de Cr, opcionalmente hasta 0, 06% de Al, opcionalmente hasta 0, 006% de Ca, opcionalmente hasta 0, 02% de REM (metales de las tierras raras), opcionalmente hasta 0, 006% de Mg, y en el que dicho acero comprende un Ceq =0, 7 y Pcm =0, 35, comprendiendo dicho procedimiento las etapas: (a) calentar una chapa de dicho acero a una temperatura suficiente para disolver sustancialmente todos los carburos y carbonitruros de vanadio y niobio; (b) reducir dicha chapa para formar una placa de acero en una o más pasadas de laminado en caliente en un primer intervalo de temperaturas en el que recristaliza la austenita; (c) reducir adicionalmente dicha placa de acero en una o más pasadas de laminado en caliente en un segundo intervalo de temperaturas por debajo de dicho primer intervalo de temperaturas y por encima de la temperatura a la que la austenita empieza a transformarse en ferrita durante el enfriamiento; (d) apagar dicha placa de acero a una velocidad mayor de 20ºC por segundo (36ºF por segundo) hasta una temperatura de detención del apagamiento entre el punto de transformación Ar1 (la temperatura a la cual se completa la transformación de austenita en ferrita o en ferrita más cementita durante el enfriamiento) y 150ºC (302ºF), estando la temperatura de detención del apagamiento entre 461ºC y 380ºC y (e) detener dicho apagamiento y permitir que dicha placa de acero se enfríe con aire hasta la temperatura ambiente para facilitar que se complete la transformación de dicha placa de acero en predominantemente bainita inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente granulada, en la que dicha bainita inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen de bainita inferior finamente granulada, por lo que dicha placa de acero tiene una resistencia a la tensión de al menos 900 Mpa (130 ksi).
Description
Procedimiento para la producción de aceros
soldables de resistencia ultra-alta con tenacidad
superior.
Esta invención se refiere a placa de acero
soldable de resistencia ultra-alta con tenacidad
superior, y a tuberías fabricadas a partir de la misma. Más
particularmente, esta invención se refiere a aceros para tuberías
de resistencia ultra-alta, de alta tenacidad,
soldables, de baja aleación en los que se minimiza la pérdida de
resistencia de la HAZ (Zona Afectada por el Calor, Heat Affected
Zone) relativa al recordatorio de la tubería, y a un
procedimiento para producir placa de acero que es un precursor de la
tubería.
Se definen varios términos en la siguiente
memoria descriptiva. Por conveniencia, en este documento se
proporciona un glosario de términos inmediatamente antes de las
reivindicaciones.
Actualmente, la tubería de uso comercial de
mayor resistencia a la elongación exhibe una resistencia a la
elongación de aproximadamente 550 MPa (80 ksi). Existe acero para
tuberías disponible comercialmente con mayor resistencia, por
ejemplo de hasta 690 MPa (100 ksi), pero, según nuestro
conocimiento, no se ha usado comercialmente para la fabricación de
una tubería. Además, como se describe en las patentes de EE.UU. Nº
5.545.269, 5.545.270 y 5.531.842 de Koo y Luton, se ha descubierto
que resulta práctico producir aceros de resistencia superior que
tienen resistencias al alargamiento de al menos 830 MPa (120 ksi) y
resistencias a la tensión de al menos aproximadamente 900 MPa (130
ksi), como precursores de tuberías. Las resistencias de los aceros
descritos por Koo y Luton en la patente de EE.UU. 5.545.269 se
alcanzan mediante un equilibrio entre la química del acero y las
técnicas de procesamiento por las que se produce una microestructura
sustancialmente uniforme que comprende fundamentalmente martensita
y bainita finamente granuladas y temperadas que se endurecen de
forma secundaria mediante precipitados de
\varepsilon-cobre y determinados carburos o
nitruros o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno.
En la patente de EE.UU. Nº 5.545.269, Koo y
Luton describen un procedimiento para fabricar acero de alta
resistencia en el que el acero se apaga desde la temperatura final
de laminación en caliente a una temperatura no mayor de 400ºC
(752ºF) a una velocidad de al menos 20ºC/segundo (36ºF/segundo),
preferiblemente aproximadamente 30ºC/segundo (54ºF/segundo) para
producir principalmente microestructuras de martensita y bainita.
Además, para alcanzar las propiedades de microestructura deseadas,
la invención de Koo y Luton requiere que la placa se acero se
someta a un procedimiento de endurecimiento secundario por una etapa
de procesamiento adicional que implica el temperado de la placa que
se ha apagado con agua a una temperatura no mayor que el punto de
transformación Ac_{1}, es decir, la temperatura a la que comienza
a formarse austenita durante el calentamiento, durante un periodo
de tiempo suficiente para provocar el precipitado de
\varepsilon-cobre y determinados carburos o
nitruros o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno. La etapa de
procesamiento adicional de temperado tras el apagamiento repercute
significativamente en el coste de la placa de acero. Es deseable,
por lo tanto, proporcionar nuevas tecnologías de procesamiento para
el acero que prescindan de la etapa de temperado pero sigan
manteniendo las propiedades mecánicas deseadas. Además, la etapa de
temperado, aunque es necesaria para el endurecimiento secundario
que se requiere para producir las microestructuras y propiedades
deseadas, también conduce a una relación de resistencia a la
elongación a resistencia a la tensión de más de 0,93. Desde el
punto de vista del diseño preferido de tubería, resulta deseable
mantener la relación de resistencia a la elongación a resistencia a
la tensión por debajo de aproximadamente 0,93, manteniendo a su vez
elevadas resistencias a la elongación y a la tensión.
Se necesitan tuberías con resistencias más
elevadas que las que están actualmente disponibles para transportar
petróleo crudo y gas natural a largas distancias. Esta necesidad
está dirigida por la necesidad de (i) aumentar la eficiencia de
transporte mediante el uso de presiones de gas más elevadas y (ii)
disminuir los costes de material e instalación reduciendo el grosor
de pared y el diámetro exterior. Como resultado de esto, ha
aumentado la demanda de tuberías más resistentes que cualquiera de
las que se encuentran actualmente disponibles.
De acuerdo con esto, un objeto de la invención
actual es proporcionar composiciones de acero y alternativas de
procesamiento para la producción de placa de acero de bajo coste,
baja aleación y ultra-alta resistencia y tubería
fabricada a partir de la misma, en el que las propiedades de alta
resistencia se obtienen sin la necesidad de una etapa de temperado
para producir el endurecimiento secundario. Adicionalmente, otro
objeto de la invención actual es proporcionar placa de acero de
alta resistencia para tubería que es adecuada para el diseño de
tubería en el que la relación de resistencia a la elongación a
resistencia a la tensión sea menor a aproximadamente
0,93.
0,93.
Un problema relacionado con la mayoría de los
aceros de alta resistencia, es decir, aceros que tienen resistencias
a la elongación mayores de aproximadamente 550 MPa (80 ksi) es el
reblandecimiento de la HAZ después de la soldadura. La HAZ puede
sufrir transformación local de fase o recocido durante los ciclos
térmicos inducidos por la soldadura, conduciendo a un
reblandecimiento significativo, es decir, de hasta aproximadamente
el 15% o más, de la HAZ en comparación con el metal de base. Aunque
se han producido aceros de resistencia ultra-alta
con resistencias a la elongación de 830 MPa (120 ksi) o mayores,
estos aceros generalmente carecen de la resistencia necesaria para
una tubería, y no son capaces de cumplir con los requerimientos de
capacidad de soldado para tuberías, porque tales materiales tienen
un Pcm relativamente alto (un término bien conocido en la industria
que se usa para expresar la capacidad de soldado), generalmente de
más de aproximadamente 0,35.
De acuerdo con esto, otro objeto de esta
invención es producir placa de acero de baja aleación, de
resistencia ultra-alta como un precursor de
tubería, que tenga una resistencia a la elongación de al menos
aproximadamente 690 MPa (100 ksi), una resistencia a la tensión de
al menos aproximadamente 900 MPa (130 ksi) y suficiente tenacidad
para aplicaciones a bajas temperaturas, es decir, tan bajas como
aproximadamente -40ºC (-40ºF), manteniendo a su vez una calidad de
producto coherente y minimizando la pérdida de resistencia en la HAZ
durante el ciclo térmico inducido por la soldadura.
Un objeto adicional de esta invención es
proporcionar un acero de resistencia ultra-alta con
la tenacidad y la capacidad de soldado necesarias para tuberías y
que tenga un Pcm de menos de aproximadamente 0,35. Aunque se usan
ampliamente en el contexto de la capacidad de soldado, tanto el Pcm
como el Ceq (equivalente de carbono), otro término industrial bien
conocido que se usa para expresar la capacidad de soldado también
reflejan la templabilidad de un acero, ya que proporcionan una
orientación referente a la propensión del hacer a producir
microestructuras duras en el metal de base. Tal como se usa en esta
memoria descriptiva, 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.
Como se describe en la patente de EE.UU. Nº
5.545.269, se ha descubierto que, en las condiciones descritas en
ese documento, el paso del apagamiento con agua a una temperatura no
mayor de 400ºC (752ºF) (preferiblemente a temperatura ambiente),
después del laminado final de aceros de resistencia
ultra-alta no debería reemplazarse por enfriamiento
con aire, ya que, en tales condiciones, el enfriamiento con 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 finalizar el
enfriamiento con agua de tales aceros por encima de 400ºC (752ºF)
puede provocar un endurecimiento por transformación insuficiente
durante el enfriamiento, reduciendo por ello la resistencia de los
aceros.
En placas de acero producidas por el
procedimiento descrito en la patente de EE.UU. Nº 5.545.269, el
temperado después del enfriamiento con agua, por ejemplo
recalentando a temperaturas en el intervalo de aproximadamente
400ºC a aproximadamente 700ºC (752ºF-1292ºF) durante
intervalos de tiempo predeterminados se usa para proporcionar un
endurecimiento uniforme a través de la placa de acero y mejorar la
resistencia del acero. La prueba de impacto de Charpy de probeta en
V es una prueba bien conocida para medir la tenacidad de aceros. Una
de las medidas que se puede obtener usando la prueba de impacto de
Charpy de probeta V es la energía absorbida al romper una muestra
de acero (energía de impacto) a una temperatura dada, es decir, la
energía de impacto a -40ºC (-40ºF), (vE_{-40}).
Después de los desarrollos descritos en la
patente de EE.UU. Nº 5.545.269, se ha descubierto que se puede
producir acero de resistencia ultra-alta con alta
tenacidad sin necesidad de la costosa etapa del templado final. Se
ha descubierto que se puede alcanzar este deseable resultado
interrumpiendo el apagamiento en un intervalo particular de
temperaturas, dependiente de la química particular del acero,
después de lo cual se desarrolla una microestructura que comprende
predominantemente bainita inferior finamente granulada, martensita
enrejada finamente granulada, o mezclas de las mismas a la
temperatura de la interrupción del enfriamiento o después del
enfriamiento posterior hasta la temperatura ambiente. También se ha
descubierto que esta nueva secuencia de etapas de procesamiento
proporciona el sorprendente e inesperado resultado de placas de
acero con resistencia y tenacidad incluso mayores que las que se
podían alcanzar hasta el momento.
Según un aspecto de la presente invención se
proporciona un procedimiento para la producción de una placa de
acero según se menciona en la reivindicación 1, según otro aspecto,
se proporciona un procedimiento para la producción de una placa de
acero como se menciona en la reivindicación 2.
De forma coherente con los objetos anteriormente
planteados de la presente invención, se proporciona una metodología
de procesamiento, denominada en este documento Apagamiento Directo
Interrumpido (Interrupted Direct Quenching, IDQ), en la que
una placa de acero de baja aleación de la química deseada se enfría
rápidamente, mediante apagamiento con un fluido adecuado, tal como
agua, a una Temperatura de Detención de Apagamiento (Quench Stop
Temperature, QST), seguido de un enfriamiento con aire a la
temperatura ambiente, para producir una microestructura que
comprende predominantemente bainita inferior finamente granulada y/o
martensita enrejada finamente granulada, en la que dicha bainita
inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente
granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen de bainita
inferior finamente granulada. Como se usa al describir la presente
invención, apagamiento se refiere al enfriamiento acelerado por
cualquier medio por el que se utiliza un fluido seleccionado por su
tendencia para incrementar la velocidad de enfriamiento del acero,
a diferencia del enfriamiento con aire del acero a la temperatura
ambiente.
La presente invención proporciona aceros con la
capacidad de acomodar un régimen de parámetros de velocidad de
enfriamiento y QST para proporcionar endurecimiento, para el
procedimiento de apagamiento parcial denominado como IDQ, seguido
por una fase de enfriamiento con aire a fin de producir una
microestructura que comprende predominantemente bainita inferior
finamente granulada y/o martensita enrejada finamente granulada, en
el que dicha bainita inferior finamente granulada y/o martensita
enrejada finamente granulada comprenden al menos el 50 por ciento
en volumen de bainita inferior finamente granulada.
Es bien conocido en la técnica que adiciones de
pequeñas cantidades de boro, en el orden de 5 a 20 ppm puede tener
un efecto sustancial en la templabilidad de aceros de bajo carbono
de baja aleación. Por lo tanto, en el pasado se han usado
eficazmente adiciones de boro al acero para producir fases duras,
tales como la martensita en aceros de baja aleación con químicas
pobres, es decir, de bajo equivalente de carbono (Ceq), para aceros
de bajo coste y alta resistencia con capacidad de soldad superior.
Sin embargo, no se logra fácilmente un control coherente de las
pequeñas adiciones deseadas de boro. Se requieren instalaciones para
la producción de acero avanzadas y saber hacer. La presente
invención proporciona una serie de químicas de acero, con y sin
boro añadido, que se pueden procesar por la metodología IDQ para
producir las microestructuras y propiedades deseadas.
Según esta invención, se alcanza un equilibrio
entre la química del acero y la técnica de procesamiento,
permitiendo por ello la fabricación de placas de acero de alta
resistencia que tienen una resistencia a la elongación de al menos
aproximadamente 690 MPa (100 ksi), más preferiblemente de al menos
aproximadamente 760 MPa (110 ksi) e incluso más preferiblemente, de
al menos 830 MPa 120 ksi), y preferiblemente, una relación de
resistencia a la elongación a resistencia a la tensión de menos de
aproximadamente 0,93, preferiblemente de menos de aproximadamente
0,90, e incluso más preferiblemente de menos de aproximadamente
0,85, a partir de la cual se puede preparar la tubería. En estas
placas de acero, después de la soldadura en las aplicaciones de
tubería, la pérdida de resistencia en la HAZ es de menos de
aproximadamente el 10%, preferiblemente de menos de aproximadamente
el 5% en relación a la resistencia del acero de base.
Adicionalmente, estas placas de acero de resistencia
ultra-alta, de baja aleación adecuadas para la
fabricación de tuberías tienen preferiblemente un grosor de al menos
aproximadamente 10 mm (0,39 pulgadas), más preferiblemente de al
menos aproximadamente 15 mm (0,59 pulgadas) e incluso más
preferiblemente de al menos aproximadamente 20 cm (0,79 pulgadas).
Además, estas placas de acero de resistencia
ultra-alta de baja aleación no contienen boro
añadido o, para propósitos concretos, contienen boro añadido en
cantidades de entre aproximadamente 5 ppm a aproximadamente 20 ppm,
y preferiblemente entre aproximadamente 8 ppm y aproximadamente 12
ppm. La calidad del producto de tubería permanece fundamentalmente
consistente y generalmente no es susceptible de craqueo asistido
por hidrógeno.
El producto de acero preferido tiene una
microestructura sustancialmente uniforme que preferiblemente
contiene predominantemente bainita inferior finamente granulada y/o
martensita enrejada finamente granulada, en la que dicha bainita
inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente
granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen de
bainita inferior finamente granulada. Preferiblemente, la martensita
enrejada finamente granulada comprende martensita enrejada
finamente granulada auto-temperada. Como se usa para
describir la presente invención, "predominantemente" significa
al menos aproximadamente 50 por ciento en volumen. El recordatorio
de la microestructura puede comprender bainita inferior finamente
granulada adicional, martensita enrejada finamente granulada
adicional, bainita superior o ferrita.
La bainita inferior puede endurecerse
adicionalmente mediante precipitados de los carburos o carbonitruros
de vanadio, niobio y molibdeno. Estos precipitados, especialmente
aquellos que contienen vanadio, pueden colaborar para minimizar el
reblandecimiento de la HAZ, probablemente previniendo cualquier
reducción sustancial de la densidad de dislocación en las regiones
calentadas a temperaturas no superiores al punto de transformación
Ac_{1}, o induciendo el endurecimiento por precipitación en
regiones calentadas a temperaturas por encima del punto de
transformación Ac_{1}, o ambos.
La placa de acero de esta invención se fabrica
preparando una chapa de acero de una forma específica y, en una
forma de realización, que comprende hierro y los siguientes
elementos de aleación en los porcentajes en peso indicados:
- 0,03-0,10% de carbono (C), preferiblemente 0,05-0,09% de C
- 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 a 0,10% de niobio (Nb), preferiblemente 0,03-0,06% de Nb
- 0,01-0,10% de vanadio (V), preferiblemente 0,03-0,8% de V
- 0,3-0,6% de molibdeno (Mo)
- 0-1,0% de cromo (Cr)
- 0,005-0,03% de titanio (Ti), preferiblemente 0,015-0,02% de Ti
- 0-0,006% de aluminio (Al), preferiblemente 0,001 a 0,06% de Al
- 0-0,006% de calcio (Ca)
- 0-0,02% de metales de las tierras raras (MTR)
- 0-0,006% de magnesio (Mg)
y caracterizado adicionalmente por:
- Ceq \leq 0,7 y
- Pcm \leq 0,35.
Alternativamente, la química indicada
anteriormente se modifica e incluye 0,0005-0,0020%
de boro (B), preferiblemente 0,0008-0,0012% en peso
de B y el contenido en Mo es 0,2-0,5% en peso.
Para aceros exentos de boro de esta invención,
Ce es preferiblemente mayor que aproximadamente 0,5 y menor que
aproximadamente 0,7. Para aceros que contienen boro de esta
invención, Ceq es preferiblemente mayor que aproximadamente 0,3 y
menor que aproximadamente 0,7.
Adicionalmente, las impurezas bien conocidas
nitrógeno (N), fósforo (P) y azufre (S) preferiblemente se minimizan
en el acero, incluso si se desea algo de N, como se explica a
continuación, para proporcionar partículas de nitruro de titanio
que inhiben el crecimiento de grano. Preferiblemente, la
concentración de N es aproximadamente 0,001 a aproximadamente
0,006% en peso, la concentración de S es de no más de
aproximadamente 0,005% en peso, más preferiblemente de no más de
aproximadamente 0,002% en peso y la concentración de P es de no más
de 0,015% en peso. En esta química, el acero está esencialmente
exento de boro, ya que no hay boro añadido, y la concentración de
boro es preferiblemente de menos de aproximadamente 3 ppm, más
preferiblemente de menos de aproximadamente 1 ppm, o el acero
contiene boro añadido como se ha mencionado anteriormente.
Según la presente invención, un procedimiento
preferido para la producción de un acero de resistencia
ultra-alta que tiene una microestructura que
comprende predominantemente bainita inferior finamente granulada y/o
martensita enrejada finamente granulada, en el que dicha bainita
inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente
granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen de bainita
inferior finamente granulada, comprende calentar una chapa de acero
a una temperatura suficiente para disolver sustancialmente todos los
carburos y carbonitruros de vanadio y niobio, reducir la chapa para
formar una placa en una o más pasadas de laminación en caliente en
un primer intervalo de temperaturas en el que recristaliza la
austenita, reducir adicionalmente la placa en una o más pasadas de
laminación 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 recristaliza, y por encima del
punto de transformación Ar_{3} es decir, la temperatura a la que
la austenita comienza a transformarse en ferrita durante el
enfriamiento, apagar la placa laminada terminada a una temperatura
al menos tan baja como el punto de transformación Ar_{1}, es
decir, la temperatura a la que la transformación de austenita a
ferrita o ferrita y cementita se completa durante el enfriamiento,
preferiblemente a una temperatura entre aproximadamente 550ºC y
aproximadamente 150ºC (1022ºF-302ºF), y más
preferiblemente a una temperatura entre aproximadamente 500ºC y
aproximadamente 150ºC (932ºF-302ºF), detener el
apagamiento y enfriar con aire la placa apagada hasta la
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 de acero y se
determinan fácilmente mediante experimento o cálculo usando modelos
adecuados.
Un acero de resistencia
ultra-alta, de baja aleación según una primera forma
de realización de la invención muestra una resistencia a la tensión
de preferiblemente al menos aproximadamente 900 MPa (130 ksi), más
preferiblemente de al menos aproximadamente 930 MPa (135 ksi),
tiene una estructura que comprende predominantemente bainita
inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente
granulada, en el que dicha bainita inferior finamente granulada y/o
martensita enrejada finamente granulada comprenden al menos el 50
por ciento en volumen de bainita inferior finamente granulada y
comprende adicionalmente precipitados finos de cementita y,
opcionalmente, precipitados incluso más finamente divididos de los
carburos o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno.
Preferiblemente, la martensita enrejada
finamente dividida comprende martensita enrejada finamente dividida
auto-temperada.
Un acero de resistencia
ultra-alta, de baja aleación según una segunda forma
de realización preferida de la invención muestra una resistencia a
la tensión de preferiblemente al menos aproximadamente 900 MPa (130
ksi), más preferiblemente de al menos aproximadamente 930 MPa (135
ksi) y tiene una microestructura que comprende bainita inferior
finamente granulada y/o martensita enrejada finamente granulada, en
el que dicha bainita inferior finamente granulada y/o martensita
enrejada finamente granulada comprenden al menos el 50 por ciento
en volumen de bainita inferior finamente granulada y comprende,
adicionalmente, boro y precipitados finos de cementita y,
opcionalmente, precipitados incluso más finamente divididos de los
carburos y carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno.
Preferiblemente, la martensita enrejada finamente dividida comprende
martensita enrejada finamente dividida
auto-temperada.
La Fig. 1 es una ilustración
esquemática de las etapas de procesamiento de la presente invención,
con un recubrimiento de los diversos constituyentes
microestructurales asociados con combinaciones particulares de
tiempo y temperatura de procedimiento transcurridos.
Las Fig. 2A y 2B son micrografías de
transmisión de electrones de campo claro y oscuro, respectivamente,
que revelan la microestructura de martensita enrejada
predominantemente auto-temperada de un acero
procesado con una temperatura de detención del apagamiento de
aproximadamente 295ºC (563ºF); en la que La Fig. 2B muestra
precipitados de cementita bien desarrollados dentro de los enrejados
de martensita.
La Fig. 3 es una micrografía
de transmisión de electrones de cambo claro que revela la
microestructura de bainita predominantemente inferior de un acero
procesado con una temperatura de detención del apagamiento de
aproximadamente 385ºC (725ºF).
Las Fig. 4A y 4B son micrografías de
transmisión de electrones de campo claro y oscuro, respectivamente,
de un acero procesado con una QST de aproximadamente 385ºC (725ºF),
con La Fig. 4A mostrando una microestructura de bainita
predominantemente inferior y La Fig. 4B mostrando la presencia de
partículas de carburos de Mo, V y Nb que tiene diámetros de menos
de aproximadamente 10 nm.
La Fig. 5 es un diagrama
compuesto que incluye un gráfico y micrografías de transmisión de
electrones que muestran el efecto de la temperatura de detención del
apagamiento sobre los valores relativos de tenacidad y resistencia
a la tensión de formulaciones químicas particulares de aceros de
boro identificados en la tabla II de este documento como "H" e
"I" (círculos), y de un acero de boro más pobre identificado en
la tabla II de este documento como "G" (el cuadrado), todos
según la presente invención. La energía de impacto de Charpy a
-40ºC (-40ºF), (vE_{-40}) en julios está en el eje de ordenadas,
la resistencia a la tensión, en Mpa, está en el eje de abscisas.
La Fig. 6 es un gráfico que
muestra el efecto de la temperatura de detención de apagamiento
sobre los valores relativos de tenacidad y resistencia a la tensión
para formulaciones químicas particulares de aceros de boro
identificados en la tabla II de este documento como "H" e
"I" (círculos), y de un acero exento de boro identificado en
la tabla II de este documento como "D" (los cuadrados), todos
según la presente invención. La energía de impacto de Charpy a
-40ºC (-40ºF), (vE_{-40}), en julios, está en el eje de ordenadas,
la resistencia a la tensión, en Mpa, está en el eje de
abscisas.
La Fig. 7 es una micrografía
de transmisión de electrones de campo claro que revela martensita
enrejada desplazada en la muestra de acero "D" (según la tabla
II en este documento), que fue procesada por IDQ a una temperatura
de detención del apagamiento de aproximadamente 380ºC (716ºF).
La Fig. 8 es una micrografía
de transmisión de electrones de campo claro que revela una región
de la microestructura de bainita predominantemente inferior de la
muestra de acero "D" (según la tabla II de este documento),
que fue procesada por IDQ con una temperatura de detención del
apagamiento de aproximadamente 428ºC (802ºF). Las plaquetas de
cementita alineadas adireccionalmente que son características de la
bainita inferior se pueden ver dentro de los enrejados de
bainita.
La Fig. 9 es una micrografía
de transmisión de electrones de campo claro que revela bainita
superior en la muestra de acero "D" (según la tabla II de este
documento), que fue procesada por IDQ con una temperatura de
detención del apagamiento de aproximadamente 461ºC (862ºF).
La Fig. 10A es una micrografía de
transmisión de electrones de campo claro que revela una región de
martensita (centro) rodeada por ferrita en la muestra de acero
"D" (según la tabla II de este documento), que fue procesada
por IDQ con una temperatura de detención del apagamiento de
aproximadamente 534ºC (993ºF). Se pueden observar finos
precipitados de carburo en el interior de la ferrita en la región
adyacente al límite ferrita/martensita.
La Fig. 10B es una micrografía de
transmisión de electrones de campo claro que revela martensita
emparejada de alto carbono en la muestra de acero "D" (según la
tabla II de este documento), que fue procesada por IDQ con una
temperatura de detención del apagamiento de aproximadamente 534ºC
(993ºF).
Aunque la invención se describirá en relación
con sus formas de realización preferidas, debe entenderse que la
invención no se limita a las mismas. Por el contrario, la invención
pretende cubrir todas las alternativas, modificaciones y
equivalentes que pueden incluirse en el espíritu y alcance de la
invención como se define en las reivindicaciones adjuntas.
De acuerdo con un aspecto de la presente
invención, se procesa una chapa de acero mediante: calentamiento de
la chapa a una temperatura sustancialmente uniforme suficiente para
disolver sustancialmente todos los carburos y carbonitruros de
vanadio y niobio, preferiblemente en el intervalo de aproximadamente
1000ºC a aproximadamente 1250ºC (1832ºF-2282ºF), y
más preferiblemente en el intervalo de aproximadamente 1050ºC a
aproximadamente 1150ºC (1922ºF -2102ºF), un primer laminado en
caliente de la chapa hasta una reducción de preferiblemente
aproximadamente el 20% a aproximadamente el 60% (en grosor) para
formar una placa en una o más pasadas dentro de un primer intervalo
de temperaturas en el que recristaliza la austenita; un segundo
laminado en caliente hasta una reducción de preferiblemente
aproximadamente el 40% a aproximadamente el 80% (en grosor) en una
o más pasadas en un segundo intervalo de temperaturas algo más bajo
que el primer intervalo de temperaturas, en el que la austenita no
recristaliza y por encima del punto de transformación Ar_{3},
endurecimiento de la placa por apagamiento a una velocidad de al
menos aproximadamente 10ºC/segundo (18ºF/segundo), preferiblemente
al menos aproximadamente 20ºC/segundo (36ºF/segundo), más
preferiblemente al menos aproximadamente 30ºC/segundo
(54ºF/segundo), e incluso más preferiblemente al menos
aproximadamente 35ºC/segundo (63ºF/segundo), desde una temperatura
no inferior al punto de transformación Ar_{3} a una temperatura de
detención del apagamiento (QST) al menos tan baja como el punto de
transformación Ar_{1}, preferiblemente en el intervalo de
aproximadamente 550ºC a aproximadamente 150ºC
(1022ºF-302ºF), y más preferiblemente en el
intervalo de aproximadamente 500ºC a aproximadamente 150ºC
(932ºF-302ºF), y detener el apagamiento y permitir a
la placa de acero que se enfríe con aire hasta la temperatura
ambiente, a fin de facilitar que se complete la transformación del
acero a predominantemente bainita inferior finamente granulada y/o
martensita enrejada finamente granulada, en el que dicha bainita
inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente
granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen de
bainita inferior finamente granulada. Como entienden aquellos
expertos en la materia, tal como se usa en este documento,
"porcentaje de reducción en grosor" se refiere a la reducción
porcentual en el grosor de la chapa o placa de acero anterior a la
reducción a la que se hace referencia. Únicamente con fines
ilustrativos, sin limitar por ello esta invención, una chapa de
acero de aproximadamente 25,4 cm (10 pulgadas) se puede reducir
aproximadamente un 50% (una reducción del 50%) en un primer
intervalo de temperaturas, a un grosor de aproximadamente 12,7 cm
(5 pulgadas), y luego reducirse aproximadamente un 80% (una
reducción del 80%), en un segundo intervalo de temperaturas, a un
grosor de aproximadamente 2.54 cm (1 pulgada).
Por ejemplo, en referencia a La Fig. 1, una
placa de acero procesada según esta invención se somete a un
laminado controlado 10 en los intervalos de temperatura indicados
(como se describe con mayor detalle a continuación en este
documento); luego el acero se somete a un apagamiento 12 desde el
punto de inicio de apagamiento 14 hasta la temperatura de detención
del apagamiento (QST) 16. Tras detener el apagamiento, el acero se
deja enfriar con aire 18 hasta la temperatura ambiente para
facilitar la transformación de la placa de acero a
predominantemente bainita inferior finamente granulada (en la región
de la bainita inferior 20); martensita enrejada finamente granulada
(en la región de martensita 22), o mezclas de las mismas. La región
de bainita superior 24 y la región de ferrita se han obviado.
Los aceros de resistencia
ultra-alta requieren necesariamente una diversidad
de propiedades y estas propiedades se producen por una combinación
de elementos de aleación y tratamientos termomecánicos; generalmente
pequeños cambios en la química del acero pueden conducir a grandes
cambios en las características del producto. El papel de los
diversos elementos de aleación y los límites preferidos en sus
concentraciones para la presente invención se dan a
continuación:
El Carbono proporciona un reforzamiento
de la matriz en aceros y soldaduras, independientemente de la
microestructura, y también proporciona un reforzamiento de
precipitación, principalmente por 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 generalmente sirve
para retardar la recristalización de la austenita y para inhibir el
crecimiento del grano, proporcionando por ello un medio para refinar
el grano de la austenita y conducir a una mejora tanto de la
resistencia a la elongación como a la tensión y a una tenacidad a
bajas temperaturas (por ejemplo, energía de impacto en la prueba de
Charpy). El carbono también aumenta la templabilidad, es decir, la
capacidad de formar microestructuras más duras y fuertes en el
acero durante el enfriamiento. Generalmente, si el contenido en
carbono es menor de aproximadamente 0,03% en peso no se obtienen
estos efectos. Si el contenido en carbono es mayor de
aproximadamente 0,10% en peso, el acero generalmente es susceptible
al craqueo en frío después de la soldadura por campos y a una
reducción de la tenacidad en la placa de acero y en su HAZ de
soldadura.
El Manganeso es esencial para obtener las
microestructuras requeridas según la invención actual, que contiene
bainita inferior finamente granulada y/o martensita enrejada
finamente granulada, en el que dicha bainita inferior finamente
granulada y/o martensita enrejada finamente granulada comprenden al
menos el 50 por ciento en volumen de bainita inferior finamente
granulada y da lugar a un buen equilibrio entre resistencia y
tenacidad a baja temperatura. Para este propósito, el límite
inferior se fija en aproximadamente 1,6% en peso. El límite
superior se fija aproximadamente en 2,1% en peso, ya que contenidos
en manganeso superiores al 2,1% en peso tienden a promover la
segregación de la línea central en aceros de colado en continuo, y
también puede conducir a un deterioro de la tenacidad del acero.
Además, un alto contenido en manganeso tiende a potenciar
excesivamente la templabilidad del acero y reduce por ello la
capacidad de soldado 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 fija en
aproximadamente 0,6% en peso para evitar el deterioro significativo
de la capacidad de soldado de campo y la tenacidad de la zona
afectada por el calor (HAZ), que pueden darse como resultado de un
contenido en silicio excesivo. El silicio no siempre es necesario
para la desoxidación ya que el aluminio o el titanio pueden realizar
la misma función.
El Niobio se añade para promover el
refinado del grano de la microestructura laminada del acero, que
mejora tanto la resistencia como la tenacidad. La precipitación de
carbonitruro de niobio durante el laminado en caliente sirve para
retrasar la recristalización e inhibir el crecimiento del grano,
proporcionando por ello un medio para refinar el grano de
austenita. También puede dar un reforzamiento adicional durante el
enfriamiento final mediante la formación de precipitados de
Nb(C,N). En presencia de molibdeno, el niobio refina de forma
eficaz la microestructura suprimiendo la recristalización de la
austenita durante el laminado controlado y refuerza el acero
proporcionando endurecimiento de precipitación y contribuyendo a
potenciar la templabilidad. En presencia de boro, el niobio mejora
de forma sinérgica la templabilidad. Para obtener tales efectos, se
añade preferiblemente al menos aproximadamente 0,01% en peso de
niobio. Sin embargo, una cantidad de niobio superior a
aproximadamente 0,10% en peso será generalmente nociva para la
capacidad de soldado y la tenacidad de la HAZ, por lo que se
prefiere un máximo de aproximadamente 0,10% en peso. Más
preferiblemente, se añade aproximadamente 0,3% en peso a
aproximadamente 0,6% en peso de niobio.
El Titanio forma partículas finamente
granuladas de nitruro de titanio y contribuye al refinado de la
microestructura suprimiendo el engrosamiento de los granos de
austenita durante el recalentamiento de la chapa. Además, la
presencia de partículas de nitruro de titanio inhibe el
engrosamiento de los granos en las zonas afectadas por el calor de
soldaduras. De acuerdo con esto, el titanio sirve para mejorar la
tenacidad a baja temperatura tanto del metal de base como de las
zonas afectadas por el calor de la soldadura. Dado que el titanio
fija el nitrógeno libre en forma de nitruro de titanio, previene el
efecto de deterioro del nitrógeno sobre la templabilidad debido a
la formación de nitruro de boro. La cantidad de titanio añadida para
este propósito es preferiblemente al menos 3,4 veces la cantidad de
nitrógeno (en peso). Cuando el contenido en aluminio es bajo (es
decir, menos de aproximadamente 0,005 por ciento en peso), el
titanio forma un óxido que sirve como núcleo para la formación
intragranular de ferrita en la zona afectada por el calor de
soldaduras y por ello refina la microestructura en estas regiones.
Para alcanzar estas metas, se prefiere una adición de titanio de al
menos aproximadamente 0,005 por ciento en peso. El límite superior
se fija en aproximadamente 0,03 por ciento en peso ya que un
contenido en titanio excesivo conduce al engrosamiento del nitruro
de titanio y a un endurecimiento de precipitación inducido por
carburo de titanio, causando ambas cosas un deterioro de la
tenacidad a baja temperatura.
El Cobre incrementa la resistencia del
metal de base y de la HAZ de soldaduras, no obstante, una adición
excesiva de cobre deteriora en gran medida la tenacidad de la zona
afectada por el calor y la capacidad de soldado de campo. Por lo
tanto, el límite superior de la adición de cobre se fija en
aproximadamente 1,0 por ciento en peso.
Se añade Níquel para mejorar las
propiedades de los aceros de bajo carbono preparados según la
invención actual sin afectar a la capacidad de soldado de campo y a
la tenacidad a baja temperatura. A diferencia del manganeso y el
molibdeno, las adiciones de níquel tienden a formar menos de los
constituyentes microestructurales endurecidos que resultan
perjudiciales para la tenacidad a baja temperatura de la placa. Las
adiciones de níquel en cantidades superiores al 0,2 por ciento en
peso han demostrado ser eficaces en la mejora de la tenacidad de la
zona afectada por el calor de soldaduras. El níquel es generalmente
un elemento beneficioso, salvo por la tendencia a promover la
tensión de craqueo de sulfuro en determinados ambientes cuando el
contenido en níquel es mayor de aproximadamente 2 por ciento en
peso. Para aceros preparados según esta invención, el límite
superior se fija en aproximadamente 1,0 por ciento en peso ya que
el níquel tiende a ser un elemento de aleación costoso y puede
deteriorar la tenacidad de la zona afectada por el calor de
soldaduras. La adición de níquel también es eficaz para la
prevención del craqueo superficial inducido por cobre durante el
colado en continuo y el laminado en caliente. La cantidad de níquel
añadida para este propósito es preferiblemente mayor que
aproximadamente 1/3 del contenido en cobre.
El Aluminio generalmente se añade a estos
aceros con el propósito de la desoxidación. El aluminio también es
eficaz para refinar las microestructuras del acero. El aluminio
también puede desempeñar un papel importante en proporcionar
tenacidad de HAZ por la eliminación de nitrógeno libre en la región
de HAZ de grano grueso en la que el calor de la soldadura permite
que se disuelva parcialmente el TiN, liberando por ello nitrógeno.
Si el contenido en aluminio es demasiado alto, es decir, por encima
de aproximadamente 0,06 por ciento en peso, hay una tendencia a
formar inclusiones de tipo Al_{3}O_{3} (óxido de aluminio), que
pueden ser perjudiciales para la tenacidad del acero y su HAZ. Se
puede llevar a cabo la desoxidación mediante adiciones de titanio o
silicio, y no tiene que añadirse siempre aluminio.
El Vanadio tiene un efecto similar,
aunque menos pronunciado que el del niobio. Sin embargo, la adición
de vanadio a aceros de resistencia ultra-alta
produce un efecto considerable cuando se añade en combinación con
niobio. La adición combinada de niobio y vanadio potencia
adicionalmente las excelentes propiedades de los aceros según esta
invención. Aunque el límite superior preferible es aproximadamente
0,10 por ciento en peso, desde el punto de vista de la tenacidad de
la zona afectada por el calor de soldaduras y, por lo tanto, la
capacidad de soldado de campo, un intervalo particularmente
preferido es de aproximadamente 0,03 a aproximadamente 0,08 por
ciento en peso.
Se añade Molibdeno para mejorar la
templabilidad del acero y por lo tanto fomentar la formación de la
microestructura de bainita inferior deseada. El impacto del
molibdeno sobre la templabilidad del acero es particularmente
pronunciado en 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,
por lo tanto, contribuye al refinado de la microestructura de
austenita. Para alcanzar estos efectos, la cantidad de molibdeno que
se añade a los aceros exentos de boro y a los que contienen boro
es, respectivamente, de preferiblemente al menos aproximadamente
0,3 por ciento en peso y aproximadamente 0,2 por ciento en peso. El
límite superior es preferiblemente de aproximadamente 0,6 por
ciento en peso y aproximadamente 0,5 por ciento en peso para los
aceros exentos de boro y para los que contienen boro,
respectivamente, porque cantidades excesivas de molibdeno
deterioran la tenacidad de la zona afectada por el calor que se
genera durante la soldadura de campo, reduciendo la capacidad de
soldado de campo.
El Cromo generalmente aumenta la
templabilidad del acero en el apagamiento directo. También mejora
generalmente la resistencia a la corrosión y al craqueo asistido
por hidrógeno. Al igual que en el caso del molibdeno, el cromo en
exceso, es decir, por encima de aproximadamente 1,0 por ciento en
peso, tiende a provocar un craqueo en frío después de la soldadura
de campo, y tiende a deteriorar la tenacidad del acero y su HAZ, por
lo que se impone preferiblemente un máximo de aproximadamente 1,0
por ciento en peso.
El Nitrógeno suprime el engrosamiento de
los granos de austenita durante el recalentamiento de la chapa y en
la zona afectada por el calor de soldaduras mediante la formación de
nitruro de titanio. Por lo tanto, el nitrógeno contribuye a la
mejora de la tenacidad a baja temperatura tanto del metal de base
como de la zona afectada por el calor de soldaduras. El contenido
mínimo en nitrógeno para este propósito es de aproximadamente 0,001
por ciento en peso. El límite superior se mantiene preferiblemente
en aproximadamente 0,006 por ciento en peso ya que un exceso de
nitrógeno aumenta la incidencia de defectos superficiales en la
chapa y reduce la templabilidad eficaz del boro. Asimismo, la
presencia de nitrógeno libre causa un deterioro en la tenacidad de
la zona afectada por el calor de soldaduras.
El Calcio y los metales de las tierras raras
(REM) generalmente controlan 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 de
Charpy). Al menos es deseable aproximadamente un 0,001% en peso de
calcio o aproximadamente 0,001% en peso de REM para controlar la
forma del sulfuro. Sin embargo, si el contenido en calcio supera
aproximadamente 0,006% en peso, o si el contenido en REM supera
aproximadamente el 0,02% en peso, se pueden formar grandes
cantidades de CaO-CaS (una forma de óxido de
calcio-sulfuro de calcio), o REM-CaS
(una forma de metal de las tierras raras-sulfuro de
calcio) y se puede convertir en grandes acumulaciones y grandes
inclusiones, que no solo estropean la limpieza del acero, sino que
también ejercen influencias negativas sobre la capacidad de soldado
de campo. Preferiblemente, la concentración de calcio se limita a
aproximadamente 0,006% en peso y la concentración de REM se limita
a aproximadamente 0,02% en peso. En aceros de resistencia
ultra-alta para tuberías, puede resultar
particularmente eficaz para mejorar tanto la tenacidad como la
capacidad de soldado de campo la reducción del contenido en azufre
hasta valores inferiores a aproximadamente 0,001% en peso y la
reducción del contenido en oxígeno hasta valores inferiores a
aproximadamente 0,003% en peso, preferiblemente inferiores a
aproximadamente 0,002% en peso, manteniendo el valor ESSP
preferiblemente por encima de aproximadamente 0,5 y por debajo de
aproximadamente 10, en el que ESSP es un índice relacionado con el
control de la forma de las inclusiones de sulfuros en el azufre y
está definido por la relación:
- ESSP=(% en peso de Ca)[1-124(% en peso de O)]/1,25[% en peso de S).
El Magnesio generalmente forma partículas
de óxido finamente dispersas, que pueden impedir el engrosamiento
de los granos y/o fomentar la formación de ferrita intragranular en
la HAZ, y, por lo tanto, mejorar la tenacidad de la HAZ. Resulta
deseable al menos 0,0001% en peso de Mg para que la adición de Mg
sea eficaz. No obstante, si el contenido en Mg supera
aproximadamente 0,006% en peso, se forman óxidos gruesos y se
deteriora la tenacidad de la HAZ.
Pequeñas adiciones de Boro, de
aproximadamente 0,0005% en peso a aproximadamente 0,0020% en peso (5
ppm-20 ppm) a aceros de bajo carbono (contenidos en
carbono menores de aproximadamente 0,3% en peso) pueden mejorar
drásticamente la templabilidad de aceros de este tipo fomentando la
formación de los constituyentes más blandos ferrita y perlita
durante el enfriamiento hasta la temperatura ambiente. Cantidades de
boro por encima de aproximadamente 0,002% en peso pueden fomentar
la formación de partículas de Fe_{23}(C,B)_{6}
(una forma de borocarburo de hierro) que fomentan el
resquebrajamiento. Por este motivo se prefiere un límite superior de
aproximadamente 0,0020% en peso de boro. Una concentración de boro
entre aproximadamente 0,0005% en peso y aproximadamente 0,0020% en
peso (5 ppm-20 ppm) resulta deseable para obtener l
máximo efecto sobre la templabilidad. En vista de lo anterior, se
puede usar boro como alternativa a caras adiciones de aleación para
promover la uniformidad microestructural a lo largo del grosor de
las placas de acero. El boro también aumenta la efectividad tanto
del molibdeno como del niobio para incrementar la templabilidad del
acero. Las adiciones de boro, por lo tanto, permiten usar
composiciones de acero de bajo Ceq para producir altas resistencias
de la placa base. Asimismo, el boro añadido a los aceros ofrece el
potencial de combinar alta resistencia con excelente capacidad de
soldado y resistencia al craqueo en frío. El boro también puede
potenciar la resistencia de límite de grano y con ello, la
resistencia al craqueo intergranular asistido por hidrógeno.
Un primer propósito del tratamiento
termomecánico de esta invención, tal como se ilustra de forma
esquemática en La Fig. 1, es alcanzar una microestructura que
comprenda predominantemente bainita inferior finamente granulada
y/o martensita enrejada finamente granulada, en la que dicha bainita
inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente
granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen de bainita
inferior finamente granulada, transformada a partir de granos de
austenita esencialmente no recristalizados, y que también comprenda
preferiblemente una dispersión fina de cementita. Los constituyentes
de bainita inferior y martensita enrejada se pueden endurecer
adicionalmente mediante precipitados incluso más finamente dispersos
de Mo_{2}C, V(C,N) y Nb(C,N) o mezclas de los
mismos, y en algunos casos, puede contener boro. La microestructura
de escala fina de bainita inferior finamente granulada y/o
martensita enrejada finamente granulada, en la que dicha bainita
inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente
granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen de
bainita inferior finamente granulada, proporciona al material una
alta resistencia y buena tenacidad a baja temperatura. Para obtener
la microestructura deseada, los granos de austenita calentados en
las chapas de acero primero se afinan en tamaño, en segundo lugar
se deforman y se aplanan de forma que la dimensión a través del
grosor de los granos de austenita sea menor, por ejemplo,
preferiblemente menos de aproximadamente 5-20
micras y en tercer lugar, estos granos aplanados de austenita se
rellenan con una alta densidad de dislocaciones y bandas de corte.
Estas interfaces limitan el crecimiento de las fases de
transformación (es decir, la bainita inferior y martensita
enrejada) cuando se enfría la placa de acero tras finalizar el
laminado en caliente. La segunda meta es retener suficiente Mo, V y
Nb, fundamentalmente en solución sólida, después de que la placa se
enfríe a la temperatura de detención del apagamiento, de forma que
el Mo, V y Ni estén disponibles para precipitar como Mo_{2}C,
Nb(C,N) y V(C,N) durante la transformación de la
bainita o durante los ciclos térmicos de soldadura para potenciar y
conservar la resistencia del acero. La temperatura de
recalentamiento de la chapa de acero antes del laminado en caliente
debería ser lo suficientemente alta para maximizar la solución de
V, Nb y Mo a la vez que se previene la disolución de las partículas
de TiN que se han formado durante el colado en continuo del acero y
sirven para prevenir el engrosamiento de los granos de austenita
antes del laminado en caliente. Para alcanzar estas dos metas para
las composiciones de la presente invención, la temperatura de
recalentamiento antes del laminado en caliente debería ser de al
menos aproximadamente 1000ºC (1832ºF) y no superior a 1250ºC
(2282ºF). La chapa se recalienta preferiblemente con un medio
adecuado para elevar la temperatura de sustancialmente toda la
chapa, preferiblemente de toda la chapa a la temperatura de
recalentamiento, por ejemplo, situando la chapa en un horno durante
un periodo de tiempo. La temperatura de recalentamiento específica
que se debería usar para cualquier composición de acero en el
intervalo de la presente invención puede ser fácilmente determinada
por una persona experta en la materia, mediante experimentos o por
cálculo usando modelos adecuados. Adicionalmente, la temperatura
del horno y el tiempo de recalentamiento necesarios para elevar la
temperatura de sustancialmente toda la chapa, preferiblemente de
toda la chapa, a la temperatura de recalentamiento deseada pueden
ser fácilmente determinados por una persona experta en la materia
mediante referencia a publicaciones industriales habituales.
Para cualquier composición de acero en el
intervalo de la presente invención, 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, de la concentración de carbono,
de la concentración de niobio y de la cantidad de reducción dada en
las pasadas de laminado. Las personas expertas en la materia pueden
determinar esta temperatura para cada composición de acero mediante
experimentos o por cálculo modélico.
Salvo la temperatura de recalentamiento, que se
aplica a sustancialmente a toda la chapa, las siguientes
temperaturas a las que se hace referencia al describir el
procedimiento de procesamiento de este invención son temperaturas
medidas en la superficie del acero. La temperatura superficial del
acero se puede medir usando un pirómetro óptico, por ejemplo, o
mediante cualquier otro dispositivo adecuado para medir la
temperatura superficial del acero. Las velocidades de apagamiento
(enfriamiento) a las que se hace referencia en este documento son
aquellas en el centro, o sustancialmente en el centro del grosor de
la placa y la temperatura de detención del apagamiento (QST) es la
temperatura más alta, o la sustancialmente más alta que se ha
alcanzado en la superficie de la placa después de que se detenga el
apagamiento, a causa del calor transmitido desde el centro del
grosor de la placa. La temperatura y caudal del fluido de
apagamiento requeridos para conseguir la velocidad de enfriamiento
acelerada que se desea pueden ser determinados por un experto en la
materia mediante referencia a publicaciones industriales
habituales.
Las condiciones de laminado en caliente de la
invención actual, además de hacer finos en tamaño los granos de
austenita, proporcionan un aumento en la densidad de dislocación a
través de la formación de bandas de deformación en los granos de
austenita, conduciendo por lo tanto a un refinado adicional de la
microestructura al limitar el tamaño de los productos de
transformación, es decir, la bainita inferior finamente granulada y
la martensita enrejada finamente granulada, durante el enfriamiento
una vez que se ha concluido el laminado. Si la reducción por
laminado en el intervalo de temperatura de recristalización
disminuye por debajo del intervalo descrito en este documento
mientras que la reducción por laminado en el intervalo de
temperatura de no recristalización aumenta por encima del intervalo
descrito en este documento, los granos de austenita serán
generalmente de un tamaño insuficientemente fino dando como
resultado granos de austenita gruesos, reduciendo por ello tanto la
resistencia como la tenacidad del acero y provocando mayor
susceptibilidad al craqueo asistido por hidrógeno. Por otro lado,
si la reducción por laminado en el intervalo de temperatura de
recristalización aumenta por encima del intervalo descrito en este
documento mientras que la reducción por laminado en el intervalo de
temperatura de no recristalización disminuye por debajo del
intervalo descrito en este documento, puede resultar inadecuada la
formación de bandas de deformación y subestructuras de dislocación
en los granos de austenita para proporcionar un refinado suficiente
de los productos de transformación cuando se enfría el acero después
de terminar el laminado.
Después de terminar el laminado, el acero se
somete a apagamiento desde una temperatura preferiblemente no
inferior a aproximadamente el punto de transformación Ar_{3} y
finalizando a una temperatura no superior al punto de
transformación Ar_{1}, es decir, la temperatura a la cual se
completa la transformación de austenita a ferrita o a ferrita más
cementita durante el enfriamiento, preferiblemente no superior a
aproximadamente 550ºC (1022ºF) y más preferiblemente no superior a
aproximadamente 500ºC (932ºF). Se utiliza generalmente apagamiento
con agua, no obstante se puede usar cualquier fluido adecuado para
llevar a cabo el apagamiento. Generalmente no se emplea un
enfriamiento extenso con aire entre el laminado y el apagamiento
según esta invención, dado que interrumpe el flujo normal de
material a lo largo del procedimiento de laminado y enfriamiento en
una fábrica de acero típica. Sin embargo, se ha determinado que
interrumpiendo el ciclo de apagamiento en un intervalo de
temperaturas adecuado y luego permitiendo que el acero apagado se
enfríe con aire hasta la temperatura ambiente hasta su estado
final, se obtienen constituyentes microestructurales particularmente
ventajosos sin interrumpir el procedimiento de laminado y, por lo
tanto, con poco impacto sobe la productividad de la fábrica de
acero.
La placa de acero laminada en caliente y apagada
se somete por lo tanto a un tratamiento final de enfriamiento con
aire que se inicia a una temperatura no superior que el punto de
transformación Ar_{1}, preferiblemente no superior a
aproximadamente 550ºC (1022ºF) y más preferiblemente no superior a
aproximadamente 500ºC (932ºF). Este tratamiento de enfriamiento
final se realiza para el propósito de mejorar la tenacidad del acero
permitiendo la precipitación suficiente de forma sustancialmente
uniforme por toda la microestructura de bainita inferior finamente
granulada y martensita enrejada finamente granulada de partículas de
cementita finamente dispersas. Adicionalmente, en función de la
temperatura de detención del apagamiento y de la composición del
acero se pueden formar precipitados de Mo_{2}C, Nb(C,N) y
V(C,N) finamente dispersos, los cuales pueden incrementar la
resistencia.
Una placa de acero producida por medio del
procedimiento descrito anteriormente muestra una alta resistencia y
alta tenacidad con alta uniformidad de la microestructura en la
dirección a través del grosor de la placa, a pesar de la
relativamente baja concentración de carbono. Por ejemplo, una placa
de acero de este tipo generalmente muestra una resistencia a la
elongación de al menos aproximadamente 830 MPa (120 ksi), una
resistencia a la tensión de al menos aproximadamente 900 MPa (130
ksi) y una tenacidad (medida a -40ºC (-40ºF), por ejemplo
vE_{-40}) de al menos aproximadamente 120 julios (90
libras-pie), que son propiedades adecuadas para
aplicaciones de tuberías. Además, la tendencia al reblandecimiento
de la zona afectada por el calor (HAZ) se reduce mediante la
presencia y la formación adicional durante la soldadura de
precipitados de V(C,N) y Nb(C,N). Adicionalmente, la
sensibilidad del acero al craqueo asistido por hidrógeno se reduce
considerablemente.
La HAZ en el acero se desarrolla durante el
ciclo térmico inducido por la soldadura y se puede extender por
aproximadamente 2-5 mm (0,08-0,2
pulgadas) desde la línea de fusión de la soldadura. En la HAZ se
forma un gradiente de temperatura, por ejemplo de aproximadamente
1400ºC a aproximadamente 700ºC (2552ºF-1292ºF), que
abarca un área en la que generalmente se producen los siguientes
fenómenos de reblandecimiento: reblandecimiento por reacción de
temperado a alta temperatura y reblandecimiento por austenización y
enfriamiento lento. A temperaturas más bajas, de aproximadamente
700ºC (1292ºF), están presentes vanadio y niobio y sus carburos y
carbonitruros para prevenir o minimizar sustancialmente el
reblandecimiento manteniendo la alta densidad de dislocación y las
subestructuras, mientras que a temperaturas más elevadas, de
aproximadamente 850ºC-950ºC
(1562ºF-1742ºF), se forman precipitados de carburos
o carbonitruros de vanadio y niobio adicionales y minimizan el
reblandecimiento. El efecto neto durante el ciclo térmico inducido
por soldadura es que la pérdida de resistencia en la HAZ es menor
de aproximadamente 10%, preferiblemente menor de aproximadamente 5%,
en relación a la resistencia del acero de base. Es decir, la
resistencia de la HAZ es al menos de aproximadamente 90% de la
resistencia del metal de base, preferiblemente de al menos
aproximadamente 95% de la resistencia del metal de base. El
mantenimiento de la resistencia en la HAZ se debe principalmente a
una concentración total de vanadio y niobio mayor de
aproximadamente 0,006% en peso, y preferiblemente el vanadio y el
niobio están presentes cada uno en el acero a concentraciones
mayores de aproximadamente 0,03% en peso.
Como es bien conocido en la técnica, la tubería
se forma a partir de la placa mediante el procedimiento bien
conocido U-O-E: se da a la placa
forma de U ("U"), luego se le da forma de O ("O") y la
forma de O, tras la soldadura continua se expande aproximadamente
un 1% ("E"). La formación y la expansión con sus efectos
concomitantes efectos de trabajo reforzantes conducen a un aumento
de la resistencia de la tubería.
Los siguientes ejemplos sirven para ilustrar la
invención descrita anteriormente.
Según la presente invención, la microestructura
preferida comprende predominantemente bainita inferior finamente
granulada y/o martensita enrejada finamente granulada, en la que
dicha bainita inferior finamente granulada y/o martensita enrejada
finamente granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen
de bainita inferior finamente granulada. Específicamente, para las
mayores combinaciones de resistencia y tenacidad y para la
resistencia de la HAZ frente al reblandecimiento, la microestructura
más preferible comprende predominantemente bainita inferior
finamente granulada reforzada con, además de partículas de
cementita, carburos de aleación finos y estables que contienen Mo,
V, Nb o mezclas de los mismos. A continuación se presentan ejemplos
específicos de estas microestructuras.
1) Aceros que contienen boro con suficiente
templabilidad: la microestructura en aceros procesados por IDQ
con una velocidad de apagamiento de aproximadamente 20ºC/seg a
aproximadamente 35ºC/seg (36ºF/seg a 63ºF/seg) está gobernado
principalmente por la templabilidad del acero como se determina por
parámetros composicionales tales como el equivalente de carbono
(Ceq) y la temperatura de detención del apagamiento (QST). Los
aceros de boro con suficiente templabilidad para placas de acero
que tienen el grosor preferido para las placas de acero de esta
invención, concretamente, con Ceq mayor de aproximadamente 0,45 y
menor de aproximadamente 0,7, son particularmente adecuados para el
procesamiento por IDQ proporcionando un merco de procesamiento
extendido para la formación de microestructuras (preferiblemente,
predominantemente bainita inferior finamente granulada) y
propiedades mecánicas deseables. La QST para estos aceros puede
estar en un intervalo muy amplio, preferiblemente de
aproximadamente 550ºC a aproximadamente 150ºC
(1022ºF-302ºF), y aún así producir la
microestructura y propiedades deseadas. Cuando estos aceros se
procesan por IDQ con una QST baja, concretamente de aproximadamente
200ºC (392ºF), la microestructura es predominantemente martensita
enrejada auto-temperada. Cuando la QST se eleva a
aproximadamente 270ºC (518ºF), la microestructura cambia poco
respecto a aquella con una QST de 200ºC (392ºF), salvo por un
ligero engrosamiento de los precipitados de cementita
auto-temperada. La microestructura de la muestra
procesada con una QST de aproximadamente 295ºC (563ºF) reveló una
mezcla de martensita enrejada (fracción principal) y bainita
inferior. Sin embargo, la martensita enrejada muestra
auto-temperado significativo revelando precipitados
de cementita auto-temperada bien desarrollados. En
referencia ahora a La Fig. 5, la microestructura de los aceros
mencionados anteriormente procesados con QST de aproximadamente
200ºC (392ºF), aproximadamente 270ºC (518ºF) y aproximadamente
295ºC (563ºF) está representada por la micrografía 52 de la Fig. 5.
En referencia de nuevo a las Figs. 2A y 2B, las Figs. 2A y 2B
muestran micrografías de campo claro y oscuro que revelan las
partículas de cementita extensivas a QST de aproximadamente 295ºC
(563ºF). Estas características en la martensita enrejada pueden
conducir a una ligera disminución de la resistencia a la elongación,
sin embargo la resistencia del acero que se muestra en las Figs. 2A
y 2B sigue siendo adecuada para la aplicación de tuberías. En
referencia ahora Figs. 3 y 5, cuando se incrementa la QST hasta una
QST de aproximadamente 385ºC (725ºF), la microestructura comprende
predominantemente bainita inferior, como se muestra en La Fig. 3 y
en l micrografía 54 de La Fig. 5. La micrografía de transmisión de
electrones de campo claro 54, Fig.3, revela los precipitados
característicos de cementita en una matriz de bainita inferior. En
las aleaciones de este ejemplo, la microestructura de bainita
inferior se caracteriza por una excelente estabilidad durante la
exposición térmica, porque resiste el reblandecimiento incluso en
la zona afectada por el calor (HAZ) finamente granulada y
subcrítica y crítica de soldaduras. Esto puede explicarse por la
presencia de carbonitruros de aleación muy finos del tipo que
contienen Mo, V y Nb. Las Figs. 4A y 4B, respectivamente, presentan
micrografías de transmisión de electrones de campo claro y de campo
oscuro que revelan la presencia de partículas de carburo con
diámetros de menos de aproximadamente 10 nm. Estas partículas de
carburo finas pueden proporcionar aumentos significativos en la
resistencia a la elongación.
La Fig. 5 representa un resumen de las
observaciones de microestructura y propiedades realizadas con uno de
los aceros de boro con las formas de realización químicas
preferidas. Los números bajo cada punto de datos representa la QST
en grados Celsius, usada para cada punto de datos. En este acero
particular, cuando se incremente la QST por encima de 500ºC
(932ºF), por ejemplo a aproximadamente 515ºC (959ºF), entonces la
bainita superior se convierte en el constituyente microestructural
predominante, como se ilustra en la micrografía 56 de la Fig. 5. A
la temperatura de 515ºC (959ºF) también se produce una pequeña pero
apreciable cantidad de ferrita, como también se ilustra en la
micrografía 56 de La Fig. 5. El resultado neto es que se reduce
sustancialmente la resistencia sin un beneficio proporcional en la
tenacidad. Se ha descubierto en este ejemplo que se debe evitar una
cantidad sustancial de bainita superior y especialmente
microestructuras de bainita predominantemente superior para obtener
buenas combinaciones de resistencia y tenacidad.
2) Aceros que contienen boro con química
pobre: Cuando se procesan aceros que contienen boro con química
pobre (Ceq menor de aproximadamente 0,5 y mayor de aproximadamente
0,3) mediante IDQ para formar placas de acero que tienen el grosor
preferido para placas de acero de esta invención, las
microestructuras resultantes pueden contener cantidades variables
de ferrita proeutectoide y eutectoide, que son fases mucho más
blandas que las microestructuras de bainita inferior y martensita
enrejada. Para alcanzar los objetivos de resistencia de la presente
invención, la cantidad total de las fases blandas debería ser menor
de aproximadamente 40%. Dentro de esta limitación, los aceros de
boro que contienen ferrita procesados por IDQ pueden ofrecer una
tenacidad a altos niveles de resistencia como se muestra en La Fig.
5 para un acero más pobre que contiene boro con una QST de
aproximadamente 200ºC (392ºF). Este acero se caracteriza por una
mezcla de ferrita y martensita enrejada
auto-temperada, siendo esta última la fase
predominante en la muestra, como ilustra la micrografía 58 de La
Fig. 5.
3) Aceros exentos de boro con suficiente
templabilidad: Los aceros exentos de boro de la invención actual
requieren un contenido más elevado de otros elementos de aleación
en comparación con los aceros que contienen boro para alcanzar el
mismo nivel de templabilidad. Por lo tanto, estos aceros exentos de
boro se caracterizan preferiblemente por un Ceq elevado,
preferiblemente mayor de aproximadamente 0,5 y menor de
aproximadamente 0,7, para ser procesados de forma eficaz para
obtener una microestructura y propiedades aceptables para placas de
acero que tienen el grosor preferido para placas de acero de esta
invención. La Fig. 6 representa mediciones de la propiedad mecánica
realizadas sobre un acero exento de boro con las formas de
realización químicas preferidas (cuadrados), que se comparan con
las mediciones de la propiedad mecánica realizadas sobre aceros que
contienen acero de la invención actual (círculos). Los números en
cada punto de datos representan la QST (en ºC) usada para cada
punto de datos. Se realizaron observaciones de propiedad
microestructural sobre el acero exento de boro. A una QST de 534ºC,
la microestructura era predominantemente ferrita con precipitados
más bainita superior y martensita emparejada. A una QST de de
461ºC, la microestructura era predominantemente bainita superior e
inferior. A una QST de 428ºC, la microestructura era
predominantemente bainita inferior con precipitados. A las QST de
380ºC y 200ºC, la microestructura era predominantemente martensita
enrejada con precipitados. Se ha descubierto en este ejemplo que
debe evitarse una cantidad sustancial de bainita superior y
especialmente las microestructuras de bainita predominantemente
superior para obtener buenas combinaciones de resistencia y
tenacidad. Adicionalmente, también se debería evitar una QST muy
elevada ya que microestructuras mixtas de ferrita y martensita
emparejada no proporcionan buenas combinaciones de resistencia y
tenacidad. Cuando los aceros exentos de boro se procesan por IDQ
con una QST de aproximadamente 380ºC (716ºF), la microestructura es
predominantemente martensita enrejada como se muestra en La Fig. 7.
Esta micrografía de transmisión de electrones de campo claro revela
una estructura enrejada fina, paralela con un alto contenido en
dislocación de la que se deriva la alta resistencia de esta
estructura. La microestructura se considera deseable desde el punto
de vista de elevada resistencia y tenacidad. Es notable, sin
embargo, que la tenacidad no es tan alta como se puede alcanzar con
las microestructuras de bainita predominantemente inferior obtenidas
en aceros que contienen boro de esta invención a temperaturas
equivalentes de detención del apagamiento (QST) de IDQ, o, de
hecho, a QST tan bajas como aproximadamente 200ºC (392ºF). Cuando se
incrementa la QST hasta aproximadamente 428ºC (802ºF), la
microestructura cambia rápidamente de una constituida por martensita
predominantemente enrejada a una constituida por bainita
predominantemente inferior. La Fig. 8, la micrografía de transmisión
de electrones del acero "D" (según la tabla II en este
documento), procesado por IDQ hasta una QST de 428ºC (802ºF), revela
los característicos precipitados de cementita en una matriz de
ferrita bainita inferior. En las aleaciones de este ejemplo, la
microestructura de bainita inferior se caracteriza por una excelente
estabilidad durante la exposición térmica, resistiendo al
reblandecimiento incluso en la zona afectada por el calor (HAZ)
finamente granulada y sub-crítica e
inter-crítica de soldaduras. Esto puede explicarse
por la presencia de carbonitruros de aleación muy finos del tipo que
contiene Mo, V y Nb.
Cuando se eleva la temperatura QST hasta
aproximadamente 460ºC (860ºF), la microestructura de bainita
predominantemente inferior es reemplazada por una constituida por
una mezcla de bainita superior y bainita inferior. Como se
esperaba, la QST más elevada da como resultado una reducción de la
resistencia. Esta reducción de la resistencia está acompañada por
una caída en la tenacidad atribuible a la presencia de una fracción
de volumen significativa de bainita superior. La micrografía de
transmisión de electrones de campo claro que se muestra en La Fig. 9
muestra una región del acero de ejemplo "D" (según la tabla II
en este documento), que fue procesado por IDQ con una QST de
aproximadamente 461ºC (862ºF). La micrografía revela un enrejado de
bainita superior caracterizado por la presencia de plaquetas de
cementita en los límites de los enrejados de bainita ferrita.
A QST aún más elevadas, por ejemplo 534ºC
(993ºF), la microestructura consiste en una mezcla de ferrita que
contiene precipitado y martensita emparejada. Las micrografías de
transmisión de electrones de campo claro mostradas en las Figs. 10A
y 10B se han tomado de regiones del acero de ejemplo "D" (según
la tabla II en este documento) que fue procesado por IDQ con una
QST de aproximadamente 534ºC (993ºF). En este ejemplar de muestra,
se produjo una cantidad apreciable de ferrita que contiene
precipitado junto con martensita emparejada quebradiza. El
resultado neto es que se reduce sustancialmente la resistencia sin
un beneficio proporcional en la tenacidad.
Para las propiedades aceptables de esta
invención, los aceros exentos de boro ofrecen un intervalo apropiado
de QST, preferiblemente de aproximadamente 200ºC a aproximadamente
450ºC (392ºF-842ºF) para producir la estructura y
propiedades deseadas. Por debajo de aproximadamente 150ºC (302ºF),
la martensita enrejada es demasiado resistente para una tenacidad
óptima, mientras que por encima de 450ºC (842ºF), el acero produce
en primer lugar demasiada bainita superior y cantidades
progresivamente más elevadas de ferrita, con precipitación deletérea
y martensita finalmente emparejada, conduciendo a una pobre
tenacidad en estas muestras.
Las características microestructurales en estos
aceros exentos de boro resultan de las características de
transformación no tan deseables del enfriamiento continuo en estos
aceros. En ausencia de boro añadido no se suprime la nucleación de
ferrita de forma tan efectiva como en el caso en aceros que
contienen boro. Como resultado, a QST elevadas, se forman
inicialmente cantidades significativas de ferrita durante la
transformación, provocando la precipitación de carbono a la
austenita restante, que se transforma a continuación en la
martensita emparejada de alto carbono. En segundo lugar, en
ausencia de boro añadido en el acero, la transformación en bainita
superior de la misma forma tampoco se suprime, dando como resultado
microestructuras no deseadas mixtas de bainita superior e inferior
que tienen propiedades de tenacidad inadecuadas. No obstante, en
situaciones en las que las fábricas de acero no tienen la capacidad
para producir aceros que contienen boro de forma consistente, el
procesamiento IDQ puede seguir utilizándose de forma eficaz para
producir aceros de excepcional resistencia y tenacidad, siempre que
se empleen las directrices mencionadas anteriormente en el
procesamiento de estos aceros, particularmente en lo referente a la
QST.
Las chapas de acero procesadas según esta
invención preferiblemente se someten a un recalentamiento apropiado
antes del laminado para inducir los efectos deseados en la
microestructura. El recalentamiento sirve para el propósito de
disolver sustancialmente en la austenita los carburos y
carbonitruros de Mo, Nb y V de forma que estos elementos puedan
volver a precipitar más tarde durante el procesamiento del acero en
formas más deseadas, es decir, precipitación fina en la austenita o
los productos de transformación de la austenita antes del
apagamiento así como tras el enfriamiento y la soldadura. En la
presente invención, el recalentamiento se efectúa a temperaturas en
el intervalo de aproximadamente 1000ºC (1832ºF) a aproximadamente
1250ºC (2282ºF), y preferiblemente de aproximadamente 1050ºC a
aproximadamente 1150ºC (1922-2102ºF). El diseño de
aleación y el procesamiento termomecánico se han adaptado para
producir el siguiente equilibrio respecto a los formadores de
carbonitruros fuertes, específicamente niobio y vanadio.
- -
- aproximadamente un tercio de estos elementos preferiblemente precipitan en la austenita antes del apagamiento.
- -
- aproximadamente un tercio de estos elementos preferiblemente precipitan en los productos de transformación de la austenita después del enfriamiento que sigue al apagamiento.
- -
- aproximadamente un tercio de estos elementos son retenidos preferiblemente en solución sólida para estar disponibles para su precipitación en la HAZ para mejorar el reblandecimiento normal observado en aceros que tienen una resistencia a la elongación mayor de 550 MPa (80 ksi).
El esquema de laminado usado en la producción de
los aceros de ejemplo se da en la tabla I.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
Los aceros se apagaron a partir de la
temperatura de laminado final hasta una temperatura de detención del
apagamiento a una velocidad de enfriamiento de 35ºC/segundo
(63ºF/segundo) seguido de un enfriamiento con aire hasta la
temperatura ambiente. Este procesamiento por IDQ produjo la
microestructura deseada que comprendía bainita inferior finamente
granulada y/o martensita enrejada finamente granulada, en la que
dicha bainita inferior finamente granulada y/o martensita enrejada
finamente granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen
de bainita inferior finamente granulada.
En referencia de nuevo a La Fig. 6, se puede ver
que el acero D (tabla II), que es exento de boro (conjunto inferior
de puntos conectados por línea discontinua), así como los aceros H e
I (tabla II) que contienen una pequeña cantidad predeterminada de
boro (conjunto superior de puntos entre líneas paralelas) se pueden
formular y fabricar para producir una resistencia a la tensión
superior a 900 MPa (135 ksi) y una tenacidad superior a 120 julios
(9 libras-pie) a -40ºC (-40ºF), por ejemplo,
vE_{-40} superior a 120 julios (9 libras-pie). En
cada caso, el material resultante se caracteriza por
predominantemente bainita inferior finamente granulada y/o
martensita enrejada finamente granulada, en la que dicha bainita
inferior finamente granulada y/o martensita enrejada finamente
granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen de bainita
inferior finamente granulada. Como indica el punto marcado como
"534" (representación de la temperatura de detención del
apagamiento en grados Celsius empleada para esa muestra), cuando
los parámetros del procedimiento caen fuera de los límites del
procedimiento de esta invención, la microestructura resultante
(ferrita con precipitados más bainita superior y/o martensita
emparejada o martensita enrejada) no es la microestructura deseada
de los aceros de esta invención, y la resistencia a la tensión o la
tenacidad o ambas se encuentran por debajo de los intervalos
deseados para aplicaciones de tuberías.
En la tabla II se muestran ejemplos de aceros
formulados según la presente invención. Los aceros identificados
como "A"-"D" son aceros exentos de boro, mientras que
aquellos identificados como "E"-"I" contienen boro
añadido.
Los aceros procesados según el procedimiento de
la presente invención son adecuados para aplicaciones de tuberías,
pero no se limitan a las mismas. Tales aceros pueden ser adecuados
para otras aplicaciones, tales como aceros estructurales.
Aunque la invención anterior se ha descrito en
términos de una o más formas de realización preferidas, debe
entenderse que se pueden hacer otras modificaciones sin apartarse
del alcance de la invención, que se expone en las siguientes
reivindicaciones.
Punto de transformación Ac_{1}: la
temperatura a la cual se empieza a formar austenita durante el
calentamiento;
Punto de transformación Ar_{1}: la
temperatura a la cual se completa la transformación de austenita en
ferrita o en ferrita más cementita durante el enfriamiento;
Punto de transformación Ar_{3}: la
temperatura a la cual la austenita se empieza a transformar en
ferrita durante el enfriamiento;
Cementita: carburos de hierro;
Ceq (equivalente de carbono): un término
industrial bien conocido usado para expresar la capacidad de
soldado; 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 relacionado con el
control de la forma de las inclusiones de sulfuro en el acero,
también ESSP=(% en peso de Ca)[1-124(% en peso de
O)]/1,25[% en peso de S);
Fe_{23}(C,B)_{6}: una
forma de borocarburo de hierro;
HAZ: zona afectada por el calor (Heat
Affected Zone)
IDQ: apagamiento directo interrumpido
(Interrupted Direct Quenching);
Química pobre: Ceq menor de
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 capacidad de soldado, 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: como se usa al
describir la presente invención significa al menos aproximadamente
50 por ciento en volumen;
Apagamiento: como se usa al describir la
presente invención, enfriamiento acelerado por cualquier medio por
el cual se utiliza un fluido seleccionado por su tendencia a
incrementar la velocidad de enfriamiento del acero en diferencia al
enfriamiento con aire;
Velocidad de apagamiento (enfriamiento):
velocidad de enfriamiento en el centro, o sustancialmente en el
centro del grosor de la placa;
Temperatura de detención del apagamiento
(Quenching Stop Temperature, QST): la temperatura más
alta, o sustancialmente más alta alcanzada en la superficie de la
placa después de detener el apagamiento, a causa del calor
transmitido desde el grosor central de la placa;
REM: metales de las tierras raras
(Rare Earth Metals);
Temperatura T_{nr}: la temperatura por
debajo de la cual la austenita no recristaliza
V(C,N): carbonitruros de
vanadio;
vE_{40}: energía de impacto determinada
mediante la prueba de Charpy de probeta en V a -40ºC (-40ºF).
Claims (15)
1. Un procedimiento para producir una placa de
acero a partir de una chapa de acero que comprende los siguientes
aditivos en los porcentajes en peso indicados, impurezas inevitables
y el resto de hierro:
- 0,03-0,10% de C,
- 1,6-2,1% de Mn,
- 0,01 a 0,10% de Nb,
- 0,01-0,10% de V,
- 0,005-0,03% de Ti,
- 0,001-0,006% de N,
- 0,3-0,6% de Mo,
- opcionalmente hasta 0,6% de Si,
- opcionalmente hasta 1,0% de Cu,
- opcionalmente hasta 1,0% de Ni,
- opcionalmente hasta 1,0% de Cr,
- opcionalmente hasta 0,06% de Al,
- opcionalmente hasta 0,006% de Ca,
- opcionalmente hasta 0,02% de REM (metales de las tierras raras),
- opcionalmente hasta 0,006% de Mg,
y en el que dicho acero comprende un Ceq
\leq0,7 y Pcm \leq0,35, comprendiendo dicho procedimiento las
etapas:
(a) calentar una chapa de dicho acero a una
temperatura suficiente para disolver sustancialmente todos los
carburos y carbonitruros de vanadio y niobio;
(b) reducir dicha chapa para formar una placa de
acero en una o más pasadas de laminado en caliente en un primer
intervalo de temperaturas en el que recristaliza la austenita;
(c) reducir adicionalmente dicha placa de acero
en una o más pasadas de laminado en caliente en un segundo
intervalo de temperaturas por debajo de dicho primer intervalo de
temperaturas y por encima de la temperatura a la que la austenita
empieza a transformarse en ferrita durante el enfriamiento;
(d) apagar dicha placa de acero a una velocidad
mayor de 20ºC por segundo (36ºF por segundo) hasta una temperatura
de detención del apagamiento entre el punto de transformación
Ar_{1} (la temperatura a la cual se completa la transformación de
austenita en ferrita o en ferrita más cementita durante el
enfriamiento) y 150ºC (302ºF), estando la temperatura de detención
del apagamiento entre 461ºC y 380ºC y
(e) detener dicho apagamiento y permitir que
dicha placa de acero se enfríe con aire hasta la temperatura
ambiente para facilitar que se complete la transformación de dicha
placa de acero en predominantemente bainita inferior finamente
granulada y/o martensita enrejada finamente granulada, en la que
dicha bainita inferior finamente granulada y/o martensita enrejada
finamente granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen
de bainita inferior finamente granulada, por lo que dicha placa de
acero tiene una resistencia a la tensión de al menos 900 Mpa (130
ksi).
2. Un procedimiento para producir una placa de
acero a partir de una chapa de acero que comprende los siguientes
aditivos en los porcentajes en peso indicados, impurezas inevitables
y el resto de hierro:
- 0,03-0,10% de C,
- 1,6-2,1% de Mn,
- 0,01 a 0,10% de Nb,
- 0,01-0,10% de V,
- 0,005-0,03% de Ti,
- 0,001-0,006% de N,
- 0,2-0,5% de Mo,
- 0,0005 a 0,0020% de B, preferiblemente 0,0008 a 0,0012% de B,
- opcionalmente hasta 0,6% de Si,
- opcionalmente hasta 1,0% de Cu,
- opcionalmente hasta 1,0% de Ni,
- opcionalmente hasta 1,0% de Cr,
- opcionalmente hasta 0,06% de Al,
- opcionalmente hasta 0,006% de Ca,
- opcionalmente hasta 0,02% de REM (metales de las tierras raras),
- opcionalmente hasta 0,006% de Mg,
y en el que dicho acero comprende un Ceq
\leq0,7 y Pcm \leq0,35, comprendiendo dicho procedimiento las
etapas:
(a) calentar una chapa de dicho acero a una
temperatura suficiente para disolver sustancialmente todos los
carburos y carbonitruros de vanadio y niobio;
(b) reducir dicha chapa para formar una placa de
acero en una o más pasadas de laminado en caliente en un primer
intervalo de temperaturas en el que recristaliza la austenita;
(c) reducir adicionalmente dicha placa de acero
en una o más pasadas de laminado en caliente en un segundo
intervalo de temperaturas por debajo de dicho primer intervalo de
temperaturas y por encima de la temperatura a la que la austenita
empieza a transformarse en ferrita durante el enfriamiento;
(d) apagar dicha placa de acero a una velocidad
mayor de 20ºC por segundo (36ºF por segundo) hasta una temperatura
de detención del apagamiento entre el punto de transformación
Ar_{1} (la temperatura a la cual se completa la transformación de
austenita en ferrita o en ferrita más cementita durante el
enfriamiento) y 150ºC (302ºF), estando la temperatura de detención
del apagamiento entre 500ºC y 295ºC y
(e) detener dicho apagamiento y permitir que
dicha placa de acero se enfríe con aire hasta la temperatura
ambiente para facilitar que se complete la transformación de dicha
placa de acero en predominantemente bainita inferior finamente
granulada y/o martensita enrejada finamente granulada, en la que
dicha bainita inferior finamente granulada y/o martensita enrejada
finamente granulada comprenden al menos el 50 por ciento en volumen
de bainita inferior finamente granulada, por lo que dicha placa de
acero tiene una resistencia a la tensión de al menos 900 Mpa (130
ksi).
3. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2, en el que dicho apagamiento es apagamiento con agua.
4. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2 en el que dicha microestructura es uniforme.
5. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2, en el que dicho acero comprende niobio y vanadio en una
concentración total de más de 0,06% en peso.
6. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2, en el que dicha temperatura de la etapa (a) está en el
intervalo de 1000ºC (1832ºF) a 1250ºC (2282ºF).
7. El procedimiento de la reivindicación 2, en
el que dicha temperatura de detención del apagamiento es de
385ºC.
8. El procedimiento de la reivindicación 1, en
el que dicha temperatura de detención del apagamiento es de
428ºC.
9. El procedimiento de cualquiera de las
reivindicaciones precedentes, en el que dicho apagamiento de la
etapa (d) se lleva a cabo a una velocidad superior a 35ºC por
segundo (63ºF por segundo).
10. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2, en el que dicho acero comprende 0,2 a 1,0% de Ni.
11. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2 en el que dicho acero comprende 0,03 a 0,06% de Nb.
12. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2 en el que dicho acero comprende 0,03 a 0,08% de V.
13. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2 en el que dicho acero comprende 0,015 a 0,02% de Ti.
14. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2 en el que dicho acero comprende 0,001 a 0,06% de Al.
15. El procedimiento de las reivindicaciones 1
ó 2, en el que las concentraciones tanto de vanadio como de niobio
son 0,03%.
Applications Claiming Priority (2)
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|---|---|---|---|
| US5396597P | 1997-07-28 | 1997-07-28 | |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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