MXPA97004091A - Placa de acero de fase doble de resistencia elevada con dureza y capacidad de soldadura superiores - Google Patents

Abstract

Una composición de acero de alta resistencia que comprende fases de ferrita y martensita/banita, la fase de Ferrita teniendo primariamente precipitados de carburo o carbonitruro de vanadio y mobio, se prepara mediante un primer laminado por encima de la temperatura de recristalización de austenita;un segundo laminado por debajo de la temperatura de recristalización de austenita;y un tercer laminado entre los puntos de transformación Ar3 y Ar1, y enfriamientocon agua a menos de aproximadamente 400øC.

Description

PLACA DE ACERO DE FASE DOBLE DE RESISTENCIA ELEVADA CON DUREZA Y CAPACIDAD- DE SOLDADURA ' SUPERIORES Campo de la Invención Esta invención se relaciona con acero de alta resisten cia y su fabricación, el acero siendo útil en aplicaciones estruc turales así como siendo un precursor para tubería de línea. Más particularmente, este invención se relaciona con la fabricación -de place de acero de alta resistencia, de fase doble, que comprejí de ferrita y fases de martensita/bainita en donde la microestruc-tura y las propiedades mecánicas son substancialmente uniformes a través del espesor de la placa, y la placa se caracteria por dure za y capacidad de soldadura superiores.

Antecedentes de la Invención El acero de fase doble que comprende ferrita, una fase relativamente suave y martensita/bainita, una fase relativamente fuerte, se producen recociendo a temperaturas entre los puntos de transformación Ar3 y Arl > seguido por enfriamiento a temperatura ambiente a regímenes que varían de enfriamiento con aire y enfria miento rápido con agua. La temperatura de recocido seleccionada depende de la química del acero y la relación de volumen deseada entre las fases de ferrita y matensita/bainita. El desarrollo de aceros de fase doble de bajo carbono y baja aleación está bien documentado y ha sido el objeto de exten-sa investigación en la comunidad metalúrgida; por ejemplos, los procesos de conferencia sobre ''Fundamentáis of Dual Phase Steels" y "Formable HSLA and Dual Phase Steels", patentes de Estados Unidos 4,067,756 y 5,061,325. Sin embargo, las aplicaciones para aceros de fase doble se han enfocado en gran parte en la indus- -tria automotriz en donde las características únicas de endurecimiento de trabajo elevado de este acero se utilizan para promover la capacidad de formación de aceros en lámina automotores durante operaciones de procesado y estampado. Consecuentemente, los aceros de fase doble se han limitado a láminas delgadas, típicamente en la escala de 2-3 mm, y menos de 10 mm, y exhiben rendimiento y resistencias a la tensión finales en la escala de 50-60 k/6.45 2 2 cms y 70-90 k/6.45 cms , respectivamente. Asimismo, el volumen -de la fase de matens i t/bainita representa generalmente alrededor de 10-40% de la microestructura , el resto siendo la fase de ferrj_ ta más suave. Consecuentemente, un objeto de esta invención es utilizar la capacidad de endurecimiento de trabajo elevado del acero -de fase doble no para mejorar la capacidad de formación, sino para lograr resistencias de rendimiento más bien elevadas, después de 1-3% de deformación impartida al acero en placa durante la for ación de tubería de línea a _ 100 k/6.45 cms.2. De esta manera, la placa de acero de fase doble tiene las características que se describen en la presente es un precursor para línea de tubería. Un objeto de esta invención es proporcionar microestru£ tura substancialmente uniforme a través del espesor de la placa -para espesor de placa de cuando menos 10 mm. Un objeto adicional es proporcionar una distribución de escala fina de fases constitu yentes en la microestructura de manera de expander los límites '-útiles de por ciento en volumen de bainita/martens ita a aproximadamente 75% y superior, proporcionando de esta manera acero de f_a se doble, de resistencia elevada, caracterizado por dureza superior. Un objeto todavía adicional de esta invención es proporci£ nar un acero de fase doble, de alta resistencia, que tiene capacj_ dad de soldadura superior y resistencia al reblandecimiento de z£ na afectada por el calor (HAZ) superior.

Compendio de la Invención De conformidad con esta invención, la química del acero se equilibra con control termo ecánico del proceso de laminado, -permitiendo de esta manera la fabricación de acero de fase doble, de resistencia elevada, es decir, resistencias a la deformación -mayores de 100 k/6.45 cm2, y cuando menos 110 k/6.45 cm2 después de 1-3% de deformación, útil como un precursor para línea de tube ría, y que tiene una microestructura que comprende 40-80%, de p e ferencia 50-80% en volumen de una fase de martensita/bainita en -una matriz de ferrita, la bainita siendo menos de aproximadamente 50% de fase de martensita/bainita. En una modalidad preferida, la matriz de ferrita se refuerza adicionalmente con una densidad elevada de dislocaciones, es decir 10 cm/cm3, y una dispersión de precipitados de tamaño fino de cuando menos uno y de preferencia todos de vanadio y carburos de niobio o carbonitruros, y carburo de molibdeno, es decir o (V,Nb)(C,N) y M? C. Los precipitados de diámetro muy fino ( 50A de diámetro) de carburos o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno se forman en la fase de ferrita mediante reacciones de --precipitación de interfase que ocurren durante la transformación de ferrita de austenita a menos de la temperatura A ~. Los precj_ pitados son primariamente carburos de vanadio y niobio y se denominan como ( V ,Nb) (C ,N) . De esta manera, equilibrando la química y el control termomecánico del proceso de laminado, puede producirse acero de fase doble en espesores de cuando menos aproximad^ mente 15 mm, de preferencia por lo menos alrededor de 20 mm y que tienen resistencia ultraelevada. La resistencia del acero está relacionada con la prese_n cia de la fase de martensita/bainita, en donde el volumen de fase incrementante resulta en resistencia incrementante. Sin embargo, debe mantenerse un equilibrio entre resistencia y dureza (ductild dad) cuando la dureza se proporciona por la fase de ferrita. Por ejemplo, las resistencias a la deformación después de 2% de defo_r mación de cuando menos aproximadamente 100 k/6.45 cm2 se producen cuando la fase de martensita/bainita está presente en cuando menos alrededor de 40% en volumen, y por lo menos de aproximadamente 120 k/6.45 cm2 cuando la fase de martensita/bainita esté a por lo menos aproximadamente 60% en volumen.

El acero preferido, es decir, con la densidad elevada - de dislocaciones y precipitados de vanadio y niobio en la fase de ferrita se produce mediante una reducción de laminado final a tem peraturas entre los puntos de transformación Ar3 y A . y enfriamiento rápido a temperatura ambiente. El procedimiento, por lo tanto, es contrario a los aceros de fase doble para la industria automotriz usualmente 10 mm o menos de espesor y 50-60 k/6.45 cm2 de resistencia a ala deformación, en donde la fase de ferrita debe estar libre de precipitados para asegurar la capacidad de formación 0 adecuada. Los precipitados se forman de manera discontinua en la interfaz en movimiento entre la ferrita y austenita. Sin embargo los precipitados se forman solamente si están presentes cantidades adecuadas vanaio o biobio o ambos y las condiciones de tratamiento de laminado y térmico se controlan cuidadosamente. De es-5 ta manera, el vanadio y niobio son elementos clave de la química del acero.

DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS La Figura 1 muestra una micrografía electrónica de ex0 ploración que revela la fase de ferrita (gris) y la fase de mar— tensita/bainita (región más brillante) de aleación A3 de enfriamiento rápido. Esta figura muestra el producto final del acero - de fase doble producido de conformidad con esta invención. La Figura 2 muestra una micrografía electrónica de tran 5 misiones de precipitados de carbonitruro de niobio y vanadio en -en la escala de menos de aproximadamente 50Á, de preferencia aire dedor de -10-50Á, en la fase de ferrita. Las Figuras 3a y 3b muestran micrografías electrónicas de transmisión del detalle microestructural de la martensita de -fase fuerte. La Figura 3a es una imagen de campo brillante, y la Figura 3b es una imagen de campo oscuro correspondiente a la F i g_u ra 3a . La Figura 4 muestra trazos de datos de dureza (Vickers) a través del HAZ (ordenada) para el acero producido por esta invención (línea sólida) y un trazo similar para un acero de línea de tubería X 100 comercial (línea punteada). El acero de esta invención no muestra disminución significati a en la resistencia de HAZ, mientras que ocurre una disminución significativa, aproximadamente 15%, en la resistencia HAZ (como se indica mediante la úu reza Vickers) para el acero X 100. Ahora, el acero de esta invención proporciona resistencia elevada, capacidad de soldadura superior y dureza a baja temperatura y comprende, en peso: 0.05 - 0.12% de C, de preferencia 0.06 - 0.12, más preferentemente 0.07-0.09 0.01- 0.5% de Si 0.4 - 2.0% de Mn, de preferencia 1.0 - 2.0, más preferentemente 1.2 - 2.0 0.03 - 0.12% de Nb, de preferencia 0.05 - 0.1 0.05 - 0.15% de V 0.2 - 0.8% de Mo 0.3 - 1.0% de Cr, preferido para ambientes que contienen hidró geno 0.015 - 0.03% de Ti 0,01 - 0,03% de Al cm — el resto siendo Fe e impurezas incidentales. La suma de las concentraciones de vanadio y niobio es 0.1% en peso, y más preferentemente concentraciones de vanadio y niobio son cada una de _? 0.04%. Los contaminantes bien conocidos N, P, S se reducen al mínimo aún cuando se desea algo de N, -como se explica más adelante, para producir partículas de nitruro de titanio que inhibe el crecimiento de grano. De preferencia, -la concentración de N es aproximadamente 0.001-0.01% en peso, S -no más de 0.01% en peso, y P no más de 0.01% en peso. En esta química el acero está exento de boro en que no se añade boro, y -la concentración de boro es 5 ppm, de preferencia <£ 1 ppm. Generalmente, el material de esta invención se prepara formando un tocho de acero de la composición anterior en forma normal; calentando el tocho a una temperatura suficiente para disolver substancialmente todos, y de preferencia todos los carbo nitruros de vanadio y carbonitruros de niobio, de preferencia en la escala de 1150-1250QC. De esta manera, esencialmente todo el niobio, vanadio y molibdeno estarán en solución; laminación en caliente del tocho en una o más pasadas en una primera reducción que proporciona 30-70% de reducción a una primera escala de tempe_ ratura, en donde se recristaliza la austenita; laminación en caliente del tocho reducido en una o más pasadas en una segunda reducción de laminación que proporciona aproximadamente 40-70% de -reducción en una escala de temperatura segunda y algo inferior cuando la austenita no se recristaliza sino a más de la Ar,; en-fri aiento por aire a una temperatura en la escala entre los puntos de transformación de A I , y R I ,I y en donde 20-60% de la auste-nita se ha transformado a ferrita; laminación del tocho adicio— nal ente reducido en una o más pasadas en una tercera reducción de laminación de aproximadamente 15-25%; enfiramiento con agua a un régimen de cuando menos 25eC/segundo , de preferencia por lo menos aproximadamente 35QC/segundo, endureciendo de esta manera -el tocho, a una temperatura no superior a 400eC, en donde no puede ocurrir transformación adicional a ferrita y, si se desea, enfriamiento con aire de la placa de acero laminada, de alta resistencia, útil como un precursor para línea de tubería a temperatura ambiente. Como resultado, el tamaño de grano es muy uniforme y _¿ 10 micrones, de preferencia .5 micrones. Los aceros de alta resistencia requieren necesariamente una variedad de propiedades y estas propiedades se producen me- -diante una combinación de elementos y tratamientos mecánicos. El papel de los diversos elementos de aleación y los límites preferj_ dos sobre sus concentraciones para la presente invención se propo cionan a continuación: Carbono proporciona reforzamiento de matriz en todos los aceros y soldaduras, cualquiera que sea la microestructura, y también refuerza la precipitación a través de la formación de pa_r tículas pequeñas de NbC y VC, si son suficientemente finas y nume_ rosas. Además, la precipitación de NbC durante el laminado en ca^ líente sirve para retardar la rec istalización e inhibir el crecj_ miento de grano, proporcionando de esta manera un medio de refin_a miento de grano de austenita. Esto conduce a una mejora en ambas resistencia y dureza a baja temperatura. El carbono también ayuda a la capacidad de endurecimiento, es decir, la capacidad de formar icroestructuras más duras y más fuertes durante el enfr miento del acero. Si el contenido de carbono es menos de 0.01%, estos efectos de reforzado no se obtendrán. Si el contenido de -carbono es mayor de 0.12%, el acero será susceptible a agrieta- -miento en frío en soldadura de campo y la dureza se reduce en la placa de acero y su zona afectada por calor (HAZ) durante la soldadura . Manganeso es un reforzador de matriz en aceros y solda^ duras y también contribuye fuertemente a la capacidad de endurecj_ miento. Una cantidad mínima de 0.4% de Mn se necesita para lo- -grar la resistencia elevada necesaria. Como el carbono, es dañino para la dureza de placas y soldaduras cuando es demasiado elevado, y también ocasiona agrietamiento en frío en soldadura de campo, de manera que se impone un límite superior de 2.0% de Mn. Este límite se necesita también para impedir segregación de línea central severa en aceros de Línea de tubería continuamente moldea^ dos, que es un factor que ayuda a ocasionar el agrietamiento ind¿ cido por hidrógeno (HIC). Silicio siempre se añade a acero para propósitos de de_s oxidación y se necesita cuando menos 0.01% en este papel. En caj tidades mayores el Si tiene un efecto adverso sobre la dureza HAZ que se reduce a niveles inaceptables cuando más de 0.5% está presente. Niobio se añade para promover el refinamiento de grano de la microestructura laminada del acero, que mejora tanto la resistencia como la dureza. La precipitación de carburo de niobio durante el laminado en caliente sirve para retardar la recristaU zación para inhibir el crecimiento de grano, proporcionando de e¿ ta manera un medio de refinamiento de grano de austenita. Propo_r cionára refuerzo adicional en el templado a través de la forma- -ción de precipitados de NbC. Sin embargo, demasiado niobio será dañino a la capacidad de soldadura h dureza HAZ, de manera que se impone un máximo de 0.12%. Titanio , cuando se añade como una cantidad pequeña es -efectivo al formar partículas finas sobre TiN que refinan el tarna ño de grano en ambas la estructura laminada y la HAZ del acero. De esta manera, la dureza se mejora. El titanio se añade en una cantidad tal que la relación Ti/N varía entre 2.0 y 3.4. El exce so de titanio deteriora la dureza del acero y soldaduras formando partículas más gruesas de TiN o TiC. El contenido de titanio in-ferior a 0.002% no puede proporcionar tamaño de grano suficientemente fino, mientras que más de 0.04% ocasiona un deterioro en du reza . Aluminio se añade a estos aceros para el propósito de desoxidación. Cuando menos 0.002% de Al se requiere para este -- propósito. Si el contenido de aluminio es demasiado elevado, es decir, por encima de 0.05%, existe una tendencia a formar inclusiones de tipo Al O , que son dañinas para la dureza del acero y su HAZ. Vanadio se agrega para dar refuerzo de precipitación, -formando partículas finas de VC en el acero durante el templado y su HAZ durante enfriamiento después del soldado. Cuando está en solución, el vanadio es potente al promover capacidad de endurecj_ miento del acero. De esta manera, el vanadio será efectivo al mantener la resisdencia de HAZ en un acero de resistencia elevada Existe un límite máximo de 0.15% puesto que el vanadio excesivo - ayudará a ocasionar agrietamiento en frío durante la soldadura de campo, y también deteriora la dureza del acero y su HAZ. El van¿ dio también es reforzador potente a la ferrita eutectodial a través de precipitación de interfase de partículas de carbonitruro - o de vanadio de _ aproximadamente 50Á de diámetro, de preferencia - 10-50^ e diámetro. Mol ibdeno aumenta la capacidad de endurecimiento de un acero durante el enfriamiento rápido directo, de manera que se produce una microestructura de matriz fuerte y también proporcio na refuerzo de precipitación durante el recalentamiento formando partículas de Mo2C y NbMo. El molibdeno excesivo ayuda a ocasionar agrietamiento en frío en la soldadura de campo, y también deteriora la dureza del acero y HAZ, de manera que se especifica un máximo de 0.8% • Cromo también aumenta la capacidad de endurecimiento rante enfriamiento rápido directo. Mejora la resistencia a la co rrosión e HIC. En particular, se prefiere para impedir el que el ingreso de hidrógeno forme una película de óxido rica en Cr203 so bre la superficie de acero. En cuanto al molibdeno, el exceso de cromo ayuda a ocasionar agrietamiento en frío durante la soldadura de camo, y también deteriora la dureza del acero y su HAZ, de manera que se impone un máximo de 1.0% de Cr. Nitrógeno no Duede impedirse que entre y permanezca en el acero durante la fabricación de acero. En este acero una cantidad paqueña es benéfica al formar partículas de TiN finas que impiden el crecimiento de grano durante el laminado en caliente y de esta manera promueve el refinamiento de grano en el acero lamj_ nado y su HAZ. Cuando menos se requiere 0.001% de N para proporcionar la fracción de volumen necesaria de TiN. Sin embargo, demasiado nitrógeno deteriora la dureza del acero y su HAZ, de mane ra que se impone una cantidad máxima de 0.01% de N. Los objetivos del procesamiento termo ecánico son do- -bles: Droducir un grano austenítico refinado y aplanado e introducir una densidad elevada de dislocaciones y bandas cortantes en las dos fases. El primer objetivo se satisface mediante laminado pesado a temperaturas superiores e inferiores a la temperatura de recristalización de austenita, pero siempre superiores a Ar3. El -laminado por encima de la temperatura de recristalización refina continuamente el tamaño de grano de austenita mientras que el laminado por debajo de la temperatura de recristalización aplana el grano austenítico. De esta manera, el enfriamiento por debajo de A cuando la austenita empieza su transformación a ferrita resuj_ ta en la formación de una mezcla finamente dividida de austenita y ferrita y, durante enfriamiento rápido por debajo de A ., a una mezcla finamente dividida de ferrita y mrtens ita/bainita . El segundo objetivo se satisface mediante la tercera re ducción de laminado de los granos de austenita aplanados a temperaturas entre A . y Rr3 en donde 20% a 60% de la austenita se ha transformado en ferrita. El procesamiento termomecánico practicado en esta invejí ción es importante pra inducir la distribución fina deseada de las fases constituyentes. La temperatura que define el límite entre las escalas -en donde la austenita se recristaliza y en donde la austenita no se recristaliza depende de la temperatura de calentamiento antes del laminado, la concentración de carbono, la concentración de niobio y la cantidad de reducción en las pasadas de laminado. E_s ta temperatura puede determinarse fácilmente para cada composi- -ción de acero ya sea por experimento o por cálculo de modelo. La tubería de línea se forma a partir de placa mediante el proceso U-O-E bien conocido en el que la placa se forma hacia una configuración de U, luego se forma hacia una forma de 0, y la forma de 0 se expande 1-3%. La formación y expansión con sus efectos de endurecimiento de trabajo concomitante conduce a la re_ sistencia más elevada para la líena de tubería. Los siguientes ejemplos ilustrarán la invención descrita en la presente. Una carga de 226,80 gr. de la aleación representada por la siguiente química se función por inducción al vacío, se moldeó en lingotes, se forjó hacia losas de 10.16 centímetros, se calentó a 1240QC durante dos horas y se laminó en caliente de confornu dad con el programa en el Cuadro 2.

CUADRO 1 Composición Química (% en peso) C J^ iÍ M? Cr Nb V T _ Aj_ 0.074 1.58 0.13 0.30 0.34 0.086 0.082 0.020 0.026 S P N(ppm) Pcm 0.006 0.006 52 0.20 La aleación y el proceso termomecánico se diseñaron para producir el siguiente equilibrio con respecto a los formadores de carbonitruro fuertes, particularmente niobio y vanadio. aproximadamente una tercera partes de estos compuestos precip.ita en austenita antes del enfriamiento rápido; estos precipitados proporcionan recristalización resistencia así como sujetado de grano de austenita resulta^ do en granos finos de austenita antes de que se transforma ; aproximadamente una tercera parte de estos compuestos - se precipita durante la transformación de austenita a - ferrita a través de la región intercrítica y subcrímica estos precipitados ayudan a reforzar la fase de ferrita 1 aproximadamente una tercera parte de estos compuestos - se retienen en solución sólida para precipitación en la HAZ y mejorar o eliminar el reblandecimiento normal vi¿ to con otros aceros. El laminado termomecánico en su programa para lalosa forjada inicial de 100 mm cuadrados se muestra a continuación: CUADRO 2 Espesor de partida: 100 mm Temperatura de Recalentamiento: 1240QC Tiempo de Recalentamiento: 2 horas Espesor Después Temperatura Pasada de Pasada, mm ec 0 100 1240 1 85 1104 2 70 1082 3 57 1060 Retraso (pieza voleteada en borde) (1) 4 47 899 5 38 866 6 32 852 7 25 829 Retraso (pieza volteada en borde) 20 750 Inmediatamente Enfriamiento Rápida con Agua-- A Temperatura Ambiente (2) (1) Retraso totalizado a enfriamiento con aire, típicamente a -- alrededor de 19C/segundo . (2) Enfriamiento rápido en un régimen de temperatura de acabo -- debe est r en la escala de 20 a 100QC/segundo y más preferejí temente, en la escala de 30 a 405C/segundo para inducir la - microestructura de fase doble deseada en las secciones grite sas que exceden 20 mm. de espesor.

El producto final fue de 20 mm de grueso y fue 45% de -ferrita y 55% de martensita/bainita. Para variar las cantidades de ferrita y ios otros pro--ductos de descomposición de austenita, el enfriamiento rápido de varias temperaturas de acabado se condujo como se describe en el Cuadro 3. La fase de ferrita incluye tanto proeutoctoidal (o "fe rrita retenida") como eutectoidal (o ferrita "transformada") y -significa el total de la fracción de volumen de ferrita. Cuando el acero se enfrió rápidamente de 8009C, esta en el 100% en la re gión de austenita, indicando que la temperatura Ar3 es inferior a 800QC. Como se ve de la Figura 1, la austenita se transforma 75% cuando se enfría rápidamente de alrededor de 725QC, indicando que la temperatura Ar, está cerca de esta temperatura, indicando así una ventana de dos fases para esta aleación de aproximadamente 75QC. El Cuadro 3 resume el laminado de acabado, enfriamiento ré pido fracciones de volumen y los datos de microudreza Vickers.

CUADRO 3 Microestructuras de Fase Doble y Práctica de TMCP Ale¿ Laminado de Enfriamiento % de % de Mar Dureza ción Acabado, Rápido de Fe- tensitaT (HV) (1) Temp. (se) Principio rr i- Bainita Temp. (BQ ta Al 800 800 0 100 260 A2 750 750 45 55 261 A3 750 750 60 40 261 A4 725 725 75 25 237 (1) composición mostrada en el Cuadro 1. Debido a que los haceros que tienen un procentaje elev¿ do de volumen de la segunda o fase de matensita/baini a se caracterizan usualmente por baja ductilidad y dureza, los aceros de e s invención son notorios al mantener suficiente ductilidad para se-para permitir la formación y expansión en el proceso UOE. La du tilidad se retiene manteniendo las dimensiones efectivas de unid¿ des microestructurales tales como el paquete de artensita a menos de 10 micrones y las particularidades individuales dentro de de este paquete a menos de 1 micrón. La Figura 1, la microscopía de microscopio electrónico de exploración (SEM), muestra la micro estructura de fase doble que contiene ferrita y martensita para las condición de proceso A3. La uniformidad notoria de microes— tructura a través del espesor de la palca se observó en todos los aceros de fase doble . La Figura 2 muestra una micrografía eléctrinica de tran misión que revela una dispersión muy fina de precipitados de in— terfaz en la región de ferrita del acero A3. La ferrita eutectoj_ dal generalmente se observa cerca de la interfaz de la segunda f_a se, dispersa uniformemente a través de la muestra y su fracción -de volumen aumenta reduciendo la temperatura desde la que se enfría rápidamente el acero. Las Figuras 3a y 3b muestran icrografías electrónicas de transmisión que revelan la naturaleza de la segunda fase en e_s tos aceros. Una microestructura martensítica predominantemente -de varilla con alguna fase bainítica se observó. La martensita -reveló película delgada, es decir, menos de aproximadamente 500 í\ de grueso, retuvo austenita en los límites de varilla como se muestra en la imagen de campo oscuro, Figura 3b. Esta morfología de martensita asegura una segunda fase fuerte pero también tenaz que contribuye no solamente a la resistencia del acero de dos fases sino también ayuda a proporcionar buena dureza. El Cuadro 4 muestra la resistencia a la tensión y duct^ iidad de dos de las muestras de aleación A.

CUADRO 4 % de Ferrita/ Orientación Resistencia 0.2% de Resi£ Resistencia a Alargamie Designación % de Martensi la Tensión tencia al la a la Deformato Total ta (1) (k/6.45 cm2) Deformación ción Después (2) (k/cm2) de 2% de Defor ación (k/6.4"5~) A2 45/55 Long. 117, 96.3 110, 23.3 Trans 120 87.2 112, 19.2 A3 60/40 Long . 116.3 79.3 110 25.2 Trans 118.7 81.4 112 21.1 (1) Incluyendo cantidad pequeña de bainita y austenita retenida (2) Especiación E8 de ASTM La resistencia a la deformación después de 2% de alarga miento en la formación de tubería encontrará la resistencia mínima deseada de cuando menos 100 k/6.45 cm2, de preferencia por lo menos 110 k/6.45 cm2, debido a las excelentes características de endurecimiento de trabajo de estas icroestructuras. El Cuadro 5 muestra la dureza de impacto Charpy-V-Noth especificación E-23 de ASTM) a -40 y -769C realizada en lalongitiu dinal (L-T) de muestras de aleación A4.

CUADRO 5 Aleade Ferrita/ Temperatura de Energía ción de Martensita Prueba (SC) (Julios) A4 72/75 -40 301 076 269 Los valores de energía de impacto capturados en el cuadro anterio indican excelente dureza para los aceros de esta invención. El -acero de esta invención tiene una dureza de cuando menos 100 julios a -40QC de preferencia por lo menos aproximadamente 120 julios a -405C. Un aspecto clave de la presente invención es un acero -de resistencia elevada con buena capacidad de soldadura y uno que tiene excelente resistencia de reblandecimiento de HAZ. Las prue bas de soldadura de cuenta única de laboratorio se realizaron para observar la susceptibilidad de agrietamiento en frío y el reblandecimiento de HAZ. La Figura 4 presenta un ejemplo del dato para el acero de esta invención. Este trazo ilustra dramáticamejí te que en contraste con los aceros del estado del ramo, para acero de tubería de línea X 100 comercial, el acero de fase doble de la presente invención, no adolece de ningún reblandecimiento significativo o medible en la HAZ. En contraste X 100 muestra un re-blandecimeinto del 15% en comparación con el metal de base. Siguiendo esta invención la HAZ tiene cuando menos aproximadamente 95% de la resistencia del metal de base, de preferencia por lo --menos alrededor del 98% de la resistencia del metal de base. Estas resistencias se obtienen cuando la carga de soldadura en su -entrada varía de aproximadamente 1-5 kilo julios/mm.

Claims (23)

REIVINDICACIONES:

1.- Una composición de acero de fase doble que tiene -una resistencia a la deformación de cuando menos aproximadamente 100 k/6.45 cm2 después de 1-3% de deformación y que comprende una fase de ferrita y aproximadamente 40-80% en volumen de una fase -de martensita/bainita de la cual la bainita no es más de 50% en -volumen, la fase de ferrita conteniendo precipitados de carburo o carbonitruro de vanadio, niobio, o molibdeno y mezclas de los mis_ mos de £ 50 Angstroms de diámetro.

2.- El acero de la reivindicación 1, que tiene un espe_ sor de cuando menos 15 mm con una microestructura uniforme de espesor total .

3.- El acero de la reivindicación 1, en donde la fase de martensita/bainita contiene películas retenidas de austenidta de menos de 500 Angstroms de espesor.

4.- El acero de la reivindicación 3, que durante el ca^ lentamiento por ciclos térmicos de soldadura forma precipitados -adicionales de carburo o carbonitruro de vanadio, niobio o molibdeno.

5.- El acero de la rei vindicaicón 4, en donde las entradas de carga de soldadura varían de aprioximadamente 1 k julio mm a 5 k julios/mm.

6.- Una composición de acero soldado que comprende un metal de base y una HAZ en la que la resistencia de la HAZ no es menos de aproximadamente 95% de la resistencia -del metal de base que tiene una resistencia a la deformación de cuando menos 110 k/6.45 cm2 después de 1-3% de deformación que comprende una fase de ferrita y aproximadamente 40-80% en volumen de una fase de ma£ tensita/bainita de la cual la bainita no es más de aproximadamente 50% en volumen, la fase de ferrita conteniendo precipitados de vanadio, niobio o molibdeno o mezclas de los mismos de ¿_ 50 Agns-troms.

7.- El acero soldado de la reivindicación 6, en donde la resistencia de la HAZ no es menos del 98% de la resistencia -del metal de base.

8.- El acero de la reivindicación 6, en donde la quírr? ca en porcentaje en peso es: 0.05 - 0.012 de C 0.01 - 0.50 de Si 0.4 - 2.0 de Mn 0.03 - 0.12 de Nb 0.05 - 0.15 de V 0.2 - 0.8 de Mo 0.015 - 0.03 de Ti 0.01 - 0.03 de Al de ?_ 0.24 el resto siendo Fe.

9.- El acero de la reivindicación 8, en donde la suma de las concentraxiones de vanadio y niobio es s_ 0.1% en peso.

10.0 El acero de ia reivindicación 8, en donde el acero contiene 0.3-1.0% de Cr.

11.- Un método para preparar un acero de alta resistejí cia de cuando menos 100 k/645 cm2 de resistencia a la tensión de_s pues de 1-3% de deformación, que comprende: (3) calentar un tocho de acero a una temperatura suficiente para disolver substancialmente todos los carbonitruros de vanacio y carbonitruros de niobio; (b) laminar el tocho, y formar placa, en una o más pasadas a una primera reducción en una escala de temperatura en la que la austenita se recristaliza; (c) laminar la placa en una o más pasadas a una segunda reducción en una escala de temperatura inferior a la temperatura de recristalización de austenita y superior al punto de transformación de Ar ; (d) enfirar la placa adiciona l ente reducida a una temperatura entre los puntos de transofr ación Ar3 y Ar, ; (e) laminar la placa enfriada en una o más pasadas en una - tercera reducción de laminación; (f) enfriar con agua la placa laminada terminada a una temperatura de i- 400Qc.

12.- El método de la reivindicación 11, en donde la temperatura del paso (a) es aproximadamente 1150-12509C.

13.- El método de la reivindicación 11, en donde la primera reducción de laminado es aproximadamente 30-70%; la segunda' reducción de laminado es alrededor de 40-70%; y la tercera reducción de laminado es aproximadamente 15-25%.

14.- El método de la reivindicación 11, en donde el ejn friamiento en el paso (d) es enfriamiento con aire.

15.- El método de la reivindicación 11, en donde el ejn friamiento del paso (d) se lleva a cabo hasta que 20-60% en volumen del acero se ha transformado a una fase de ferrita.

16.- El método de la reivindicación 11, en donde el e n frimianeot del paso (f) se lleva a cabo a un régimen de cuando me nos 255C/. segundo.

17.- El método de la reivindicación 11, en donde el ejn friamiento del paso (d) se inicia a una temperatura mayor de 725eC y menor de 800eC.

18.- El método de la reivindicación 11, en donde la placa se forma hacia un material circular o de tubería de línea.

19.- El método de la reivindicación 11, en donde el m_a terial circular o de tubería de línea se expande 1-3%.

20.- El método de la rei indicación 11, en donde la química del acero es en % en peso: 0.05 - 0.12 de C 0.01 - 0.50 de Si 0.4 - 2.0 de Mn 0.03 - 0.12 de Nb 0.05 - 0.15 de V 0.2 - 0.8 de Mo 0.015 - 0.03 de Ti 0.01 - 0.03 de Al Pcm 0.24 el resto siendo Fe.

21.- El método de la reivindicación 20, en donde la sj¿ ma de las concentraciones de niobio y vanadio es ?_ 0.1 % en peso.

22.- El método de la rei vindicaicón 21, en dodne las -concentracines niobio y vanadio son cada una ^ 0.04%.

23.- El método de la reivindicación 20, en donde el acero contiene 0.3-1.0% de Cr.