ES2251096T3 - Aceros hiperresistentes esencialmente libres de boro, soldables con tenacidad superior. - Google Patents

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.

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.

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.

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.

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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.

Realizaciones preferidas del procedimiento IDQ

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.

Efecto de la Temperatura de Parada del Enfriamiento rápido sobre la microestructura

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.

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.

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.

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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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.

Glosario de términos

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.