ES2264572T3 - Aceros soldables ultrarresistentes con una tenacidad excelente a temperaturas ultrabajas. - Google Patents

Abstract

Una placa de acero que tiene una resistencia a la tracción de al menos 930 MPa (135 ksi), una energía de impacto mediante el ensayo de Charpy de muesca en V a -40ºC (-40ºF) igual o superior a 238 J (175 ft-lb), una 50% vTrs inferior a -60ºC (-76ºF), y una microestructura que comprende al menos el 90 por ciento en volumen de una mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino, en la que al menos 2/3 de dicha mezcla consiste en bainita inferior de grano fino transformada a partir de austenita sin recristalizar que tiene un tamaño de grano medio inferior a 10 micras, y en la que dicha placa de acero se produce a partir de acero recalentado que comprende los elementos de aleación siguientes en los porcentajes en peso indicados: del 0, 05% al 0, 10% de C, del 1, 7% al 2, 1% de Mn, menos del 0, 015% de P, menos del 0, 003% de S, del 0, 001% al 0, 006 de N, del 0, 2% al 1, 0% de Ni, del 0, 01% al 0, 10% de Nb, del 0, 005% al 0, 03% de Ti, y del 0, 25% al 0, 6% de Mo;del 0, 01% al 0, 1% de V, menos del 1% de Cr, menos del 1% de Cu, menos del 0, 6% de Si, menos del 0, 06% de Al, menos del 0, 002% de B, menos del 0, 006% de Ca, menos del 0, 02% de metales de tierras raras, y menos del 0, 006% de Mg; siendo el resto hierro e impurezas inevitables.

Description

Aceros soldables ultrarresistentes con una tenacidad excelente a temperaturas ultrabajas.

Campo de la invención

Esta invención se refiere a una placa de acero soldable ultrarresistente con una tenacidad superior, y a una tubería fabricada a partir de la misma. Más particularmente, esta invención se refiere a aceros para tuberías de baja aleación, soldables, de elevada tenacidad, ultrarresistentes, en los que se minimiza la pérdida de resistencia de la ZAC (zona afectada por el calor), en relación al residuo de la tubería, y a un método para producir una placa de acero que es un precursor para la tubería.

Antecedentes de la invención

Varios términos se definen en la memoria descriptiva siguiente. Por conveniencia, se proporciona en el presente documento un glosario de términos, que precede directamente a las reivindicaciones.

Actualmente, la tubería en uso comercial con la mayor resistencia al estiramiento muestra una resistencia al estiramiento de aproximadamente 550 MPa (80 ksi). Existe acero para tuberías de mayor resistencia disponible comercialmente, por ejemplo, hasta aproximadamente de 690 MPa (100 ksi), pero que se sepa no se ha utilizado comercialmente para fabricar una tubería. Además, tal como se describe en las patentes de los EE.UU. números 5.545.269, 5.545.270 y 5.531.842, de Koo y Luton, se ha encontrado que es práctico producir aceros de resistencia superior que tengan resistencias al estiramiento de al menos 830 MPa (120 ksi) y resistencias a la tracción de al menos 900 MPa (130 ksi), como precursores para una tubería. Las resistencias de los aceros descritos por Koo y Luton en la patente de los EE.UU. número 5.545.269 se consiguen mediante un equilibrio entre la química del acero y las técnicas de tratamiento mediante las cuales se produce una microestructura sustancialmente uniforme que comprende principalmente bainita y martensita revenidas, de grano fino, que se templan secundariamente mediante precipitados de cobre \varepsilon y ciertos carburos o nitruros o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno.

En la patente de los EE.UU. número 5.545.269, Koo y Luton describen un método para producir acero de resistencia elevada en el que se enfría bruscamente el acero desde la temperatura de laminado en caliente de acabado hasta una temperatura no superior a 400ºC (752ºF) a una velocidad de al menos 20ºC/segundo (36ºF/segundo), preferiblemente de aproximadamente 30ºC/segundo (54ºF/segundo), para producir principalmente microestructuras de martensita y bainita. Además, para la consecución de las propiedades y la microestructura deseadas, la invención de Koo y Luton requiere que la placa de acero se someta a un procedimiento de temple secundario mediante una etapa de tratamiento adicional que supone el revenido de la placa enfriada con agua a una temperatura no superior al punto de transformación de Ac_{1}, es decir, la temperatura a la que la austenita empieza a formarse durante el calentamiento, durante un periodo de tiempo suficiente para provocar la precipitación de cobre \varepsilon y ciertos carburos o nitruros o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno. La etapa de tratamiento adicional de revenido tras el enfriamiento brusco aumenta significativamente el coste de la placa de acero. Por tanto, es deseable proporcionar nuevas metodologías de tratamiento para el acero que prescindan de la etapa de revenido mientras que aún logren las propiedades mecánicas deseadas. Además, la etapa de revenido, aunque es necesaria para el temple secundario requerido para producir las propiedades y microestructura deseadas, también conduce a una razón de la resistencia al estiramiento con respecto a la resistencia a la tracción superior a 0,93. Desde el punto de vista de un diseño de tubería preferido, es deseable mantener la razón de resistencia al estiramiento con respecto a la resistencia a la tracción inferior a 0,93, mientras se mantienen unas resistencias al estiramiento y a la tracción elevadas.

En el documento EP-A-0753596 se describe un acero muy dúctiles soldables supuestamente con una excelente tenacidad a bajas temperaturas. El acero tiene una mezcla de martensita/bainita revenida que contiene al menos un 60% de martensita revenida. El documento advierte que sin al menos el 60% de martensita, no puede obtenerse suficiente resistencia y resulta difícil garantizar la excelente tenacidad a bajas temperaturas pretendida.

Existe una necesidad de tuberías con resistencias mayores que las que están disponibles actualmente para transportar petróleo crudo y gas natural a lo largo de distancias largas. Esta necesidad está impulsada por la necesidad de (i) aumentar la eficacia del transporte a través del uso de presiones de gas mayores y, (ii) disminuir los materiales y los costes de tendido reduciendo el grosor de las paredes y el diámetro exterior. Como resultado, la demanda ha aumentado para una tubería más fuerte que cualquiera que está disponible actualmente.

Por consiguiente, un objeto de la presente invención es proporcionar composiciones de acero y alternativas de tratamiento para la producción de una placa de acero ultrarresistente, de baja aleación, de bajo coste, y una tubería fabricada a partir de la misma, en la que las propiedades de elevada resistencia se obtienen sin la necesidad de una etapa de templado para producir un endurecimiento secundario.

Un problema relacionado con los aceros de mayor resistencia, es decir, aceros que tienen resistencias al estiramiento superiores a 550 MPa (80 ksi), es el ablandamiento de la ZAC tras la soldadura. La ZAC puede experimentar una transformación de fase local o un recocido durante los ciclos térmicos inducidos durante la soldadura, conduciendo a un ablandamiento significativo, es decir, hasta del 15 por ciento o más, de la ZAC en comparación con el metal base. Aunque se han producido aceros ultrarresistentes con resistencias al estiramiento de 830 MPa (120 ksi) o superiores, estos aceros generalmente carecen de la tenacidad necesaria para una tubería, y no cumplen los requisitos de soldabilidad necesarios para una tubería, porque los materiales de este tipo tienen una Pcm (un término industrial muy conocido utilizado para expresar soldabilidad) relativamente elevado, generalmente superior a 0,35.

Por consiguiente, otro objeto de esta invención es producir una placa de acero ultrarresistente de baja aleación, como un precursor para una tubería, que tenga una resistencia al estiramiento de al menos 690 MPa (100 ksi), una resistencia a la tracción de al menos 900 MPa (130 ksi), y una tenacidad suficiente para aplicaciones a bajas temperaturas, es decir, hasta -40ºC (-40ºF), mientras conserva una calidad del producto constante, y minimiza la pérdida de resistencia en la ZAC durante los ciclos térmicos inducidos por la soldadura.

Un objeto adicional de esta invención es proporcionar un acero ultrarresistente con la tenacidad y la soldabilidad necesarias para una tubería y que tenga una Pcm inferior a 0,35. Aunque se utilizan ampliamente en el contexto de la soldabilidad, tanto Pcm como CEV (carbono equivalente), otro término industrial muy conocido utilizado para expresar soldabilidad, también reflejan la templabilidad de un acero, porque proporcionan una orientación con respecto a la propensión del acero para producir microestructuras duras en el metal base. Tal como se utiliza en esta memoria descriptiva, Pcm se define como: Pcm = % en peso de C + % en peso de Si/30 (% en peso de Mn + % en peso de Cu + % en peso de Cr)/20 + % en peso de Ni/60 + % en peso de Mo/15 + % en peso de V/10 + 5(% en peso de B); y CEV se define como: CEV = % 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.

Sumario de la invención

Tal como se describe en la patente de los EE.UU. número 5.545.269, se ha encontrado que, en las condiciones descritas en ese documento, no debe sustituirse la etapa de enfriamiento brusco en agua hasta una temperatura no superior a 400ºC (752ºF) (preferiblemente hasta temperatura ambiente), tras el laminado de acabado de aceros ultrarresistentes, por un enfriamiento al aire, porque, en tales condiciones, el enfriamiento al aire puede provocar que se transforme la austenita en agregados de ferrita/perlita, conduciendo a un deterioro en la resistencia de los aceros.

También se ha determinado que terminar el enfriamiento en agua de tales aceros por encima de los 400ºC (752ºF) puede provocar un temple por transformación insuficiente durante el enfriamiento, reduciendo de esta manera la resistencia de los aceros.

En las placas de acero producidas mediante el procedimiento descrito en la patente de los EE.UU. Número
5.545.269, se utiliza el templado tras el enfriamiento en agua, por ejemplo, recalentando hasta temperaturas en el intervalo de 400ºC a 700ºC (752ºF-1.292ºF) durante intervalos de tiempo predeterminados, para proporcionar un endurecimiento uniforme a lo largo de la placa de acero y mejorar la tenacidad del acero. El ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V es un ensayo muy conocido para medir la tenacidad de los aceros. Una de estas mediciones que pueden obtenerse mediante la utilización del ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V es la energía absorbida al romper una muestra de acero (energía de impacto) a una temperatura dada, por ejemplo, energía de impacto a -40ºC (-40ºF), (vE_{-40}), o a -20ºC (-4ºF), (vE_{-20}). Otra medición importante es la temperatura de transición determinada mediante el ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V (vTrs). Por ejemplo, 50% vTrs representa la medición experimental y extrapolación del ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V de la temperatura más baja a la que la superficie de fractura presenta el 50% por área de fractura por cortadura.

Posteriormente a los desarrollos descritos en la patente de los EE.UU. número 5.545.269, se ha descubierto que el acero ultrarresistente con elevada tenacidad puede producirse sin la necesidad de la etapa costosa de templado final. Se ha encontrado que este resultado deseable puede conseguirse interrumpiendo el enfriamiento brusco en un intervalo de temperaturas particular, dependiendo de la química particular del acero, con la cual se desarrolla una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en láminas de grano fino, o mezclas de las mismas, a la temperatura de enfriamiento interrumpida o con un enfriamiento al aire posterior hasta la temperatura ambiente. También se ha descubierto que esta nueva secuencia de etapas de tratamiento proporciona el resultado sorprendente e inesperado de placas de acero con resistencia y tenacidad incluso mayores que las que podían conseguirse hasta este momento.

De acuerdo con los objetos de la presente invención mencionados anteriormente, se proporciona una metodología de tratamiento, denominada en lo sucesivo enfriamiento brusco directo interrumpido (IDQ / Interrupted Direct Quenching), en la que se enfría rápidamente la placa de acero de baja aleación de la química deseada, al final del laminado en caliente, enfriando bruscamente con un líquido adecuado, tal como agua, hasta una temperatura de parada del enfriamiento brusco (QST / Quench Stop Temperature), seguido de un enfriamiento al aire hasta temperatura ambiente, para producir una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en láminas de grano fino, o mezclas de las mismas. Tal como se utiliza al describir en la presente invención, el enfriamiento brusco se refiere a un enfriamiento acelerado mediante cualquier medio mediante el cual se utiliza un líquido seleccionado por su tendencia para aumentar la velocidad de enfriamiento del acero, en oposición al enfriamiento al aire del acero hasta temperatura ambiente.

Según un aspecto de la presente invención se proporciona una placa de acero que tiene una resistencia al estiramiento de al menos 930 MPa (135 ksi), una energía de impacto mediante el ensayo de Charpy de muesca en V a -40ºC (-40ºF) igual o superior a 238 J (175 ft-lb), una 50% vTrs inferior a -60ºC (-76ºF), y una microestructura que comprende al menos el 90 por ciento en volumen de una mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino, en la que al menos 2/3 de dicha mezcla se componen de bainita inferior de grano fino transformada a partir de austenita sin recristalizar que tiene un tamaño de grano medio inferior a 10 micras, y en la que dicha placa de acero se produce a partir de acero recalentado que comprende los elementos de aleación siguientes en los porcentajes en peso indicados:

del 0,05% al 0,10% de C,

del 1,7% al 2,1% de Mn,

menos del 0,015% de P,

menos del 0,003% de S,

del 0,001% al 0,006% de N,

del 0,2% al 1,0% de Ni,

del 0,01% al 0,10% de Nb,

del 0,005% al 0,03% de Ti, y

del 0,25% al 0,6% de Mo;

del 0,01% al 0,1% de V,

menos del 1% de Cr,

menos del 1% de Cu,

menos del 0,6% de Si,

menos del 0,06% de Al,

menos del 0,002% de B,

menos del 0,006% de Ca,

menos del 0,02% de metales de tierras raras, y

menos del 0,006% de Mg;

siendo el resto hierro e impurezas inevitables.

Según otro aspecto de la presente invención se proporciona un método para preparar una placa de acero tal como se define en la reivindicación 7.

La presente invención proporciona aceros con la capacidad para dar cabida a un régimen de velocidad de enfriamiento y de parámetros de QST para proporcionar el temple, para el procedimiento de enfriamiento brusco parcial denominado IDQ, seguido de una fase de enfriamiento al aire, de modo que se produzca una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en láminas de grano fino, o una mezcla de las mismas, en la placa acabada.

Se conoce bien en la técnica que las adiciones de pequeñas cantidades de boro, del orden de 5 a 20 ppm, pueden tener en efecto sustancial sobre la templabilidad de aceros de baja aleación, bajo en carbono. Por tanto, se han utilizado de manera eficaz en el pasado adiciones de boro a acero para producir fases duras, tales como martensita, en aceros de baja aleación con químicas escasas, es decir, un carbono equivalente (CEV) bajo, para aceros de elevada resistencia, de bajo coste con una soldabilidad superior. Sin embargo, no se consigue fácilmente un control constante de las pequeñas adiciones de boro deseadas. Esto requiere unas instalaciones para fabricar acero y conocimientos técnicamente avanzados. La presente invención proporciona un intervalo de químicas de acero, con o sin boro añadido, que pueden tratarse con la metodología IDQ para producir las microestructuras y propiedades deseadas. Las placas de acero de baja aleación, ultrarresistente, o bien no contienen boro añadido, o bien, para fines particulares, contienen boro añadido en cantidades de entre 5 ppm y 20 ppm, y preferiblemente de ente 8 ppm y 12 ppm. La calidad del producto de tubería se mantiene básicamente constante y generalmente no es susceptible de agrietamiento ayudado por
hidrógeno.

El producto de acero preferido tiene una microestructura básicamente uniforme que comprende al menos el 90 por ciento en volumen de una mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino, en la que al menos dos terceras partes de dicha mezcla se componen de bainita inferior de grano fino transformada a partir de austenita sin recristalizar que tiene un tamaño de grano medio inferior a 10 micras.

Tanto la bainita inferior como la martensita en láminas pueden templarse adicionalmente mediante precipitados de los carburos o carbonitruros de vanadio, niobio y molibdeno. Estos precipitados, especialmente aquellos que contienen vanadio, pueden ayudar a minimizar el ablandamiento de las ZAC, probablemente previniendo cualquier reducción sustancial de la densidad de dislocación en las regiones calentadas hasta temperaturas no superiores al punto de transformación de Ac_{1} o induciendo el endurecimiento por precipitación en regiones calentadas hasta temperaturas superiores al punto de transformación de Ac_{1}, o ambos.

Adicionalmente, las impurezas de nitrógeno (N), fósforo (P), y azufre (S) bien conocidas se minimizan preferiblemente en el acero, incluso aunque se desee cierto N, tal como se explica a continuación, para proporcionar partículas de nitruro de titanio que inhiben el crecimiento de los granos. Preferiblemente, la concentración de N es del 0,001 al 0,006% en peso, la concentración de S no más del 0,005% en peso, más preferiblemente no más del 0,003% en peso, y la concentración de P no más del 0,015% en peso. En esta química, el acero está básicamente libre de boro porque no se añade boro, y la concentración de boro es preferiblemente inferior a 3 ppm, más preferiblemente inferior a 1 ppm, o el acero contiene boro añadido tal como indica anteriormente.

Un acero de baja aleación ultrarresistente según una primera realización preferida de la invención muestra una resistencia a la tracción de al menos 930 MPa (135 ksi), tiene una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en láminas de grano fino, o mezclas de las mismas, y además, comprende precipitados finos de cementita y, opcionalmente, precipitados divididos incluso más finamente de los carburos, o carbonitruros de vanadio, niobio, y molibdeno. Preferiblemente, la martensita en láminas de grano fino comprende una martensita en láminas de grano fino auto-revenido.

Un acero de baja aleación ultrarresistente según una segunda realización preferida de la invención muestra una resistencia a la tracción de al menos 930 MPa (135 ksi), y tiene una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en láminas de grano fino, o mezclas de las mismas, y además, comprende boro y precipitados finos de cementita y, opcionalmente, precipitados divididos incluso más finamente de los carburos, o carbonitruros de vanadio, niobio, molibdeno. Preferiblemente, la martensita en láminas de grano fino comprende una martensita en láminas de grano fino auto-revenida.

Descripción de los dibujos

La figura 1 es una ilustración esquemática de las etapas de tratamiento de la presente invención, con una superposición de los diversos componentes microestructurales asociados con combinaciones particulares de la temperatura y el tiempo de proceso transcurrido.

Aunque la invención se describirá en relación con sus realizaciones preferidas, se entenderá que la invención no se limita a las mismas. Por el contrario, la invención pretende cubrir todas las alternativas, modificaciones, y equivalentes que puedan incluirse dentro del espíritu y el alcance de la invención, tal como se define mediante las reivindicaciones adjuntas.

Descripción detallada de la invención

Según un aspecto de la presente invención, se trata una plancha de acero al: calentar la plancha hasta una temperatura básicamente uniforme suficiente para disolver básicamente todos los carburos y carbonitruros de vanadio y niobio, preferiblemente en el intervalo de 1.000ºC a 1.250ºC (1.832ºF-2.282ºF), y más preferiblemente en el intervalo de 1.050ºC a 1.250ºC (1.922ºF-2.822ºF); laminar en caliente una primera vez la plancha para reducirla para formar una placa en una o más pasadas dentro de un primer intervalo de temperaturas en el que se recristaliza la austenita; laminar en caliente una segunda vez hasta una reducción de más del 50% (en grosor) en una o más pasadas dentro de un segundo intervalo de temperaturas en el que la austenita no se recristaliza y superior tanto a 700ºC (1.292ºF) como al punto de transformación de Ar_{3}; enfriar bruscamente dicha placa a una velocidad de al menos 10ºC/segundo (18ºF/segundo), hasta una temperatura de parada del enfriamiento brusco (QST) al menos tan baja como el punto de transformación de Ar_{1}, preferiblemente en el intervalo de 450ºC a 200ºC (842ºF-392ºF), y parar el enfriamiento brusco y permitir que la placa de acero se enfríe al aire hasta temperatura ambiente, de modo que se facilita la finalización de la transformación de la placa de acero hasta al menos el 90 por ciento en volumen de una mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino, en la que al menos dos terceras partes de dicha mezcla se componen de bainita inferior de grano fino transformada a partir de austenita sin recristalizar que tiene una tamaño de grano medio inferior a 10 micras. Según se entiende por parte de los expertos en la técnica, tal como se utiliza en el presente documento "reducción porcentual en grosor" se refiere a la reducción porcentual en el grosor de la plancha o placa de acero antes de la reducción a la que se ha hecho referencia. Sólo para fines de ejemplo, sin limitar de este modo esta invención, una plancha de acero de 25,4 cm (10 pulgadas) puede reducirse un 50% (una reducción del 50 por ciento), en un primer intervalo de temperatura, hasta un grosor de 12,7 cm (5 pulgadas) después reducirse un 80% (una reducción del 80 por ciento), en un segundo intervalo de temperatura, hasta un grosor de 2,54 cm (1 pulgada).

Por ejemplo, en referencia a la figura 1, una placa de acero tratada según esta invención se somete a un laminado 10 controlado dentro de los intervalos de temperaturas indicados (tal como se describe con mayor detalle a continuación en el presente documento); después el acero se somete a un enfriamiento 12 brusco desde el punto 14 de enfriamiento brusco de inicio hasta la temperatura 16 de parada del enfriamiento brusco (QST). Tras parar el enfriamiento brusco, se permite que el acero se enfríe 18 al aire hasta temperatura ambiente para facilitar la transformación de la placa de acero hasta predominantemente bainita inferior de grano fino (en la región 20 de bainita inferior); martensita en láminas de grano fino (en la región 22 de martensita); o mezclas de las mismas. Se evitan la región 24 de bainita superior y la región 26 de ferrita.

Los aceros ultrarresistentes necesariamente requieren una variedad de propiedades y estas propiedades se producen mediante una combinación de elementos de aleación y tratamientos termomecánicos; generalmente pequeños cambios en la química del acero pueden conducir a grandes cambios en las características del producto. El papel de los diversos elementos de aleación y los límites preferidos en sus concentraciones para la presente invención se indican a continuación:

El carbono proporciona un refuerzo de la matriz en aceros y soldaduras, independientemente de la microestructura, y también proporciona un refuerzo 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 de precipitados de Mo_{2}C (una forma de carburo de molibdeno), si son suficientemente finos y numerosos. Además, la precipitación de Nb(C,N), durante el laminado en caliente, generalmente sirve para retardar la recristalización de la austenita y para inhibir el crecimiento de los granos, proporcionando de esta manera un medio de refinamiento de los granos de austenita y conduciendo a una mejora tanto de la resistencia al estiramiento como a la tracción y una tenacidad a bajas temperaturas (por ejemplo, energía de impacto en el ensayo de Charpy). El carbono también aumenta la templabilidad, es decir, la capacidad para formar microestructuras más duras y fuertes en el acero durante el enfriamiento. Generalmente si el contenido en carbono es inferior al 0,03% en peso, no se obtienen estos efectos de refuerzo. Si el contenido en carbono es superior al 0,10% en peso, el acero es generalmente susceptible de agrietamiento por frío tras la soldadura de montaje y de una reducción de la tenacidad en la placa de acero y en su ZAC
soldada.

El manganeso es esencial para obtener las microestructuras requeridas según la presente invención, que contienen bainita inferior de grano fino, martensita en láminas de grano fino, o mezclas de las mismas, y que dan origen a un buen equilibrio entre la resistencia y la tenacidad a bajas temperaturas. Con este fin, el límite inferior se fija al 1,6% en peso. El límite superior se fija al 2,1% en peso, porque el contenido en manganeso superior al 2,1% en peso tiende a promover la segregación en línea central en aceros fundidos de manera continua, y también puede conducir a un deterioro de la tenacidad del acero. Además, un contenido en manganeso elevado tiende a aumentar excesivamente la templabilidad del acero y de esto modo reducir la soldabilidad de montaje reduciendo la tenacidad de la zona afectada por el calor de las soldaduras.

Se añade silicio para la desoxidación y mejora de la resistencia. El límite superior se fija al 0,6% en peso para evitar el deterioro significativo de la soldabilidad de montaje y la tenacidad de la zona afectada por el calor (ZAC), que puede resultar de un contenido en silicio excesivo. El silicio no siempre es necesario para la desoxidación dado que el aluminio y titanio pueden realizar la misma función.

Se añade niobio para promover el refinamiento de los granos de las microestructuras laminadas del acero, que mejora tanto la resistencia como la tenacidad. La precipitación de carbonitruro de niobio durante el laminado en caliente sirve para retardar la recristalización y para inhibir el crecimiento de los granos, proporcionando de este modo un medio de refinamiento de los granos de austenita. También puede dar un refuerzo adicional durante el enfriamiento final a través de la formación de precipitados de Nb(C,N). En presencia de molibdeno, el niobio refina de manera eficaz la microestructura suprimiendo la recristalización de austenita durante el laminado controlado y refuerza el acero proporcionando el endurecimiento por precipitación y contribuyendo al aumento de la templabilidad. En presencia de boro, el niobio mejora sinérgicamente la templabilidad. Para obtener tales efectos, se añade preferiblemente al menos un 0,01% en peso de niobio. Sin embargo, niobio por encima del 0,10% en peso será generalmente nocivo para la soldabilidad y la tenacidad en las ZAC, de modo que se prefiere un máximo del 0,10% en peso. Más preferiblemente, se añade del 0,03% en peso al 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 plancha. 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 bajas temperaturas tanto del metal base como de las zonas afectadas por el calor de la soldadura. Ya que el titanio fija el nitrógeno libre, en la forma de nitruro de titanio, previene el efecto perjudicial del nitrógeno sobre la templabilidad debido a la formación de nitruro de boro. La cantidad de titanio añadida para este fin es preferiblemente al menos de 3,4 veces la cantidad de nitrógeno (en peso). Cuando el contenido en aluminio es bajo (es decir, menos del 0,005 por ciento en peso), el titanio forma un óxido que sirve como el núcleo para la formación de ferrita intragranular en la zona afectada por el calor de las soldaduras y de esto modo refina la microestructura en estas regiones. Para conseguir estos objetivos, se prefiere una adición de titanio de al menos el 0,005 por ciento en peso. El limite superior se fija al 0,03 por ciento en peso ya que una contenido excesivo de titanio conduce al engrosamiento del nitruro de titanio y al endurecimiento por precipitación inducida por carburo de titanio, los cuales, ambos, provocan un deterioro de la tenacidad a bajas temperatu-
ras.

El cobre aumenta la resistencia del metal base y de las ZAC de las soldaduras; sin embargo la adición excesiva de cobre deteriora enormemente la tenacidad de la zona afectada por el calor y la soldabilidad de montaje. Por tanto, el límite superior de adición de cobre se fija al 1,0 por ciento en peso.

Se añade níquel para mejorar las propiedades de los aceros bajos en carbono preparados según la presente invención sin afectar a la soldabilidad de montaje y la tenacidad a bajas temperaturas. Al contrario que el manganeso y molibdeno, las adiciones de níquel tienden a formar menos de los componentes microestructurales templados que son perjudiciales para la tenacidad a bajas temperaturas de la placa. Las adiciones de níquel, en cantidades superiores al 0,2 por ciento en peso han demostrado ser eficaces en la mejora de la tenacidad de la zona afectada por el calor de las soldaduras. Generalmente el níquel es un elemento beneficioso, excepto por la tendencia para promover agrietamiento por esfuerzo del sulfuro en ciertos ambientes cuando el contenido en níquel es aproximadamente superior al 2 por ciento en peso. Para los aceros preparados según esta invención, el límite superior se fija al 1,0 por ciento en peso ya que el níquel tiende a ser un elemento de aleación costoso y puede deteriorar la tenacidad de la zona afectada por el calor de las soldaduras. La adición de níquel también es eficaz para la prevención del agrietamiento superficial inducido por cobre durante la fundición y el laminado en caliente continuos. El níquel añadido para este fin es preferiblemente superior a un 1/3 del contenido en cobre.

Generalmente se añade aluminio a estos aceros con el fin de la desoxidación. También, el aluminio es eficaz en el refinamiento de las microestructuras de acero. El aluminio también puede desempeñar un papel importante para proporcionar tenacidad en las ZAC mediante la eliminación del nitrógeno libre en la región de las ZAC de grano grueso en la que el calor de la soldadura permite que el TiN se disuelva parcialmente, liberando de este modo nitrógeno. Si el contenido en aluminio es demasiado elevado, es decir, superior al 0,06 por ciento en peso, existe una tendencia a formar inclusiones del tipo Al_{2}O_{3} (óxido de aluminio), que pueden ser perjudiciales para la tenacidad del acero y sus ZAC. La desoxidación puede llevarse a cabo mediante adiciones de titanio o silicio, y no siempre se necesita añadir aluminio.

El vanadio tiene un efecto similar, pero menos pronunciado, que el del niobio. Sin embargo, la adición de vanadio a los aceros ultrarresistentes produce un efecto notable cuando se añade en combinación con niobio. La adición combinada de niobio y vanadio aumenta adicionalmente las excelentes propiedades de los aceros según esta invención. Aunque el límite superior preferido es del 0,10 por ciento en peso, desde el punto de vista de la tenacidad de la zona afectada por calor de las soldaduras y, por tanto, la soldabilidad de montaje, un intervalo particularmente preferido es desde el 0,03 hasta el 0,08 por ciento en peso.

Se añade molibdeno para mejorar la templabilidad del acero y de este modo promover la formación de la microestructura de bainita inferior deseada. El impacto del molibdeno sobre la templabilidad del acero es particularmente pronunciado 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 aceros básicamente libres de boro y que contienen boro es, respectivamente, preferiblemente al menos del 0,3 por ciento en peso y del 0,2 por ciento en peso. El límite superior es preferiblemente del 0,6 por ciento en peso y del 0,5 por ciento en peso para aceros básicamente libres de boro y que contienen boro, respectivamente, porque cantidades excesivas de molibdeno deterioran la tenacidad de la zona afectada por el calor generada durante la soldadura de montaje, reduciendo la soldabilidad de montaje.

Generalmente el cromo aumenta la templabilidad del acero sobre el enfriamiento brusco directo. Generalmente también mejora la resistencia a la corrosión y el agrietamiento ayudado por hidrógeno. Tal como con el molibdeno, un exceso de cromo, es decir, en un exceso del 1,0 por ciento en peso, tiende a provocar una agrietamiento en frío tras la soldadura de montaje, y tiende a deteriorar la tenacidad del acero y sus ZAC, de modo que se impone preferiblemente un máximo del 1,0 por ciento en peso.

El nitrógeno suprime el engrosamiento de los granos de austenita durante el recalentamiento de la plancha y en la zona afectada por el calor de las soldaduras formando nitruro de titanio. Por tanto, el nitrógeno contribuye a la mejora de la tenacidad a bajas temperaturas de tanto el metal base como la zona afectada por el calor de las soldaduras. El contenido en nitrógeno mínimo para este fin es del 0,001% en peso. El límite superior se mantiene preferiblemente al 0,006% en peso porque un exceso de nitrógeno aumenta la incidencia de los defectos superficiales de la chapa y reduce la templabilidad eficaz del boro. También, la presencia de nitrógeno libre provoca el deterioro en la tenacidad de la zona afectada por el calor de las soldaduras.

Generalmente el calcio y los metales de tierras raras (REM) controlan la forma de las inclusiones de sulfuro de manganeso (MnS) y mejoran la tenacidad a bajas temperaturas (por ejemplo, la energía de impacto en el ensayo de Charpy). Al menos el 0,001% en peso de Ca o el 0,001% en peso de REM es deseable para controlar la forma del sulfuro. Sin embargo, si el contenido en calcio supera el 0,006% en peso o si el contenido en REM supera el 0,02% en peso, pueden formarse grandes cantidades de CaO-CaS (una forma de óxido de calcio -sulfuro de calcio) o REM-CaS (una forma de metal de tierras raras- sulfuro de calcio) y convertirse en grandes agrupaciones y grandes inclusiones, que no sólo estropean la limpieza del acero sino que también ejercen influencias adversas sobre la soldabilidad de montaje. Preferiblemente la concentración de calcio se limita al 0,006% en peso y la concentración de REM se limita al 0,02% en peso. En los aceros ultrarresistentes para tuberías, una reducción en el contenido en azufre hasta menos del 0,001% en peso y una reducción en el contenido en oxígeno hasta menos del 0,003% en peso, preferiblemente menos del 0,002%, mientras se mantiene el valor de ESSP preferiblemente por encima de 0,5 y por debajo de 10, en el que ESSP es un índice relacionado con el control de la forma de las inclusiones de sulfuro en el acero y se define mediante la relación: ESSP = (% en peso de Ca)[1-124(% en peso de O)/1,25(% en peso de S), puede ser particularmente eficaz para mejorar tanto la tenacidad como la soldabilidad.

Generalmente el magnesio forma partículas de óxido finamente dispersadas, que pueden suprimir el engrosamiento de los granos y/o promover la formación de ferrita intragranular en la ZAC y, de este modo, mejorar la tenacidad de la ZAC. Al menos el 0,0001% en peso de Mg es deseable para que la adición de Mg sea eficaz. Sin embargo, si el contenido en Mg supera el 0,006% en peso, se forman óxidos gruesos y se deteriora la tenacidad de la ZAC.

El boro en pequeñas adiciones, desde el 0,0005% en peso hasta el 0,0020% en peso (5 ppm-20 ppm), a aceros bajos en carbono (contenidos en carbono inferiores a aproximadamente el 0,3% en peso) pueden mejorar enormemente la templabilidad de tales aceros promoviendo la formación de los componentes de refuerzo potentes, bainita y martensita, mientras se retarda la formación de la perlita y la ferrita más blanda durante el enfriamiento del acero desde temperaturas elevadas hasta temperatura ambiente. El boro por encima del 0,002% en peso puede promover la formación de partículas de fragilización de Fe_{23}(C,B)_{6} (una forma de borocarburo de hierro). Por tanto se prefiere un límite superior del 0,0020% en boro. Una concentración de boro de entre el 0,0005% en peso y el 0,0020% en peso (5 ppm-20 ppm) es deseable para obtener el efecto máximo sobre la templabilidad. En vistas de lo anterior, puede utilizarse el boro como una alternativa a las caras adiciones de aleación para promover la uniformidad microestructural por todo el grosor de las placas de acero. El boro también aumenta la eficacia de tanto el molibdeno como el niobio para aumentar la templabilidad del acero. Las adiciones de boro, por tanto, permiten el uso de composiciones de acero de CEV bajo para producir resistencias de placa base elevadas. Además, el boro añadido a los aceros ofrece la posibilidad de combinar una resistencia elevada con una soldabilidad excelente y una resistencia al agrietamiento por frío. El boro también puede aumentar la resistencia de límite de grano y por tanto, la resistencia al agrietamiento intergranular ayudado por hidrógeno.

Un primer objetivo del tratamiento termomecánico de esta invención, tal como se ilustra esquemáticamente en la figura 1, es conseguir una microestructura que comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en láminas de grano fino, o mezclas de las mismas, transformada a partir de granos de austenita básicamente sin recristalizar, y preferiblemente que comprende también una dispersión fina de cementita. Los componentes de bainita inferior y martensita en láminas pueden templarse adicionalmente mediante precipitados dispersados incluso de una manera más fina de Mo_{2}C, V(C,N) y Nb(C,N), o mezclas de las mismas, y, en algunos casos, pueden contener boro. La microestructura de escala fina de la bainita inferior de grano fino, martensita en láminas de grano fino, y mezclas de las mismas, proporciona material con elevada resistencia y buena tenacidad a bajas temperaturas. Para obtener esta microestructura deseada, los granos de austenita calentados en las planchas de acero en primer lugar se hacen finos en tamaño, y en segundo lugar, se deforman y aplastan de modo que la dimensión de grosor transversal de los granos de austenita sea aún más pequeño, por ejemplo, preferiblemente inferior a 5-20 micras y en tercer lugar, se rellenan estos granos de austenita aplastados con una densidad elevada de dislocaciones y bandas de corte. Estas superficies de contacto limitan el crecimiento de las fases de transformación (es decir, la bainita inferior y la martensita en láminas) cuando se enfría la placa de acero tras la finalización del laminado en caliente. El segundo objetivo es retener suficiente Mo, V, y Nb, básicamente en una disolución sólida, después de enfriar la placa hasta la temperatura de parada del enfriamiento brusco, de modo que el Mo, V, y Nb están disponibles para precipitarse como Mo_{2}C, Nb(C,N) y V(C,N) durante la transformación de la bainita o durante los ciclos térmicos de soldadura para aumentar y conservar la resistencia del acero. La temperatura de recalentamiento para la plancha de acero antes del laminado en caliente debe ser suficientemente elevada para maximizar la disolución del V, Nb, y Mo, mientras previene la disolución de las partículas de TiN que se formaron durante la fundición continua del acero, y sirven para prevenir el engrosamiento de los granos de austenita antes del laminado en caliente. Para conseguir estos dos objetivos para las composiciones de acero de la presente invención, la temperatura de recalentamiento antes del laminado en caliente debe ser al menos de 1.050ºC (1.922ºF) y no superior a 1.250ºC (2.282ºF). La plancha se recalienta preferiblemente mediante un medio adecuado para aumentar la temperatura de básicamente toda la plancha, preferiblemente toda la plancha, hasta la temperatura de recalentamiento deseada, por ejemplo, colocando la plancha en un horno durante un periodo de tiempo. La temperatura de recalentamiento específica que debe utilizarse para cualquier composición de acero dentro del intervalo de la presente invención puede determinarse fácilmente por un experto en la técnica, o bien mediante un experimento o bien mediante el cálculo utilizando modelos adecuados. Adicionalmente, la temperatura del horno y el tiempo de recalentamiento necesarios para aumentar la temperatura de básicamente toda la plancha, preferiblemente toda la plancha, hasta la temperatura de recalentamiento deseada puede determinarse fácilmente por un experto en la técnica mediante la referencia a publicaciones industriales normales.

Para cualquier composición de acero dentro del intervalo de la presente invención, la temperatura que define el límite entre el intervalo de recristalización y el intervalo de no recristalización, la temperatura T_{nr}, depende de la química del acero, y más particularmente, de la temperatura de recalentamiento antes del laminado, la concentración de carbono, la concentración de niobio y la cantidad de reducción dada en las pasadas de laminado. Los expertos en la técnica pueden determinar esta temperatura para cada composición de acero o bien mediante un experimento o bien mediante un cálculo modelo.

Excepto la temperatura de recalentamiento, que se aplica básicamente a toda la plancha, las temperaturas posteriores a las que se hace referencia al describir el método de tratamiento de esta invención son temperaturas medidas en la superficie del acero. La temperatura superficial del acero puede medirse mediante el uso de un pirómetro óptico, por ejemplo, o mediante cualquier otro dispositivo adecuado para medir la temperatura superficial del acero. Las velocidades de enfriamiento brusco (enfriamiento) a las que se hace referencia en el presente documento son aquellas en el centro, o básicamente en el centro, del grosor de la placa y la temperatura de parada del enfriamiento brusco (QST) es la mayor, o básicamente la mayor, temperatura alcanzada en la superficie de la placa, tras parar el enfriamiento brusco, debido al calor transmitido desde el grosor intermedio de la placa. La temperatura y la velocidad de flujo requeridas del líquido de enfriamiento brusco para lograr la velocidad de enfriamiento acelerada deseada puede determinarse por alguien experto en la técnica mediante referencia a publicaciones industriales convencionales.

Las condiciones de laminado en caliente de la presente invención, además de preparar los granos de austenita finos en tamaño, proporcionan un aumento de la densidad de dislocación a través de la formación de bandas de deformación en los granos de austenita, conduciendo de este modo a un refinamiento adicional de la microestructura limitando el tamaño de los productos de transformación, es decir, la bainita inferior de grano fino y la martensita en láminas de grano fino, durante el enfriamiento después de terminar el laminado. Si la reducción por laminado en el intervalo de temperaturas de recristalización se disminuye por debajo del intervalo descrito en el presente documento mientras que la reducción por laminado en el intervalo de temperaturas de no recristalización aumenta por encima del intervalo descrito en el presente documento, los granos de austenita serán por lo general insuficientemente finos en tamaño dando como resultado granos de austenita gruesos, reduciendo de esto modo tanto la resistencia como la tenacidad del acero y provocando una susceptibilidad mayor al agrietamiento ayudado por hidrógeno. Por otro lado, si la reducción por laminado en el intervalo de temperaturas de recristalización se aumenta por encima del intervalo descrito en el presente documento mientras que la reducción por laminado en el intervalo de temperaturas de no recristalización se disminuye por debajo del intervalo descrito en el presente documento, la formación de bandas de bandas de deformación y de subestructuras de dislocación en los granos de austenita pueden volverse inadecuadas para proporcionar un refinamiento suficiente de los productos de transformación cuando se enfría el acero después de terminar el laminado.

Tras terminar el laminado, se somete el acero a un enfriamiento brusco desde una temperatura preferiblemente no inferior a aproximadamente el punto de transformación de Ar_{3} y terminando a una temperatura no superior al punto de transformación de Ar_{1}, es decir, la temperatura a la que finaliza la transformación de la austenita en ferrita o en ferrita más cementita durante el enfriamiento, preferiblemente no superior a 550ºC (1.022ºF), y más preferiblemente no superior a 500ºC (932ºF). Se utiliza generalmente el enfriamiento brusco por agua; sin embargo puede utilizarse cualquier líquido adecuado para realizar el enfriamiento brusco. Generalmente no se emplea el enfriamiento en aire prolongado entre el laminado y el enfriamiento brusco, según esta invención, ya que interrumpe el flujo normal del material a través del tratamiento de laminado y enfriamiento en una fábrica siderúrgica normal. Sin embargo, se ha determinado que, interrumpiendo el ciclo de enfriamiento brusco en un intervalo apropiado de temperaturas y permitiendo después que el acero enfriado bruscamente se enfríe al aire a temperatura ambiente hasta su estado acabado, se obtienen componentes microestructurales particularmente ventajosos sin interrupción del tratamiento de laminado y, por tanto, con poco impacto en la productividad de la fábrica de laminación.

Por tanto se somete la placa de acero laminada en caliente y enfriada bruscamente a un tratamiento de enfriamiento al aire final que se inicia a una temperatura que no es superior al punto de transformación de Ar_{1}, preferiblemente no superior a 550ºC (1.022ºF), y más preferiblemente no superior a 500ºC (932ºF). Este tratamiento de enfriamiento final se lleva a cabo con el fin de mejorar la tenacidad del acero permitiendo una precipitación suficiente básicamente de manera uniforme por toda la microestructura de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino de partículas de cementita dispersadas finamente. Adicionalmente, dependiente de la temperatura de parada del enfriamiento brusco y la composición de acero, pueden formarse precipitados de Mo_{2}C, Nb(C,N), y V(C,N) dispersados incluso más finamente, que pueden aumentar la resistencia.

Tal como se conoce bien en la técnica, una tubería se forma a partir de una placa mediante el proceso U-O-E bien conocido en el que: se moldea la placa en una forma en U ("U"), después de moldea en una forma de O ("O"), y la forma en O, tras soldar la costura, se expande aproximadamente el 1% ("E"). El moldeado y la expansión con sus efectos de temple de trabajo concomitante conducen a un aumento de la resistencia de la tubería.

Los ejemplos siguientes sirven para ilustrar la invención descrita a continuación.

Realizaciones preferidas del tratamiento de IDQ

Según la presente invención, la microestructura preferida comprende predominantemente bainita inferior de grano fino, martensita en láminas de grano fino, o mezclas de las mismas. Específicamente, para las mayores combinaciones de resistencia y tenacidad y para la resistencia al ablandamiento de las ZAC, la microestructura más preferible comprende predominantemente bainita inferior de grano fino reforzada con, además de partículas de cementita, carburos de aleación finos y estables que contienen Mo, V, Nb o mezclas de las mismas. Ejemplos específicos de estas microestructuras se presentan a continuación.

Realización preferida para una excelente tenacidad a temperaturas ultrabajas (ULTT / Ultra-Low Temperature Toughness)

Para conseguir una placa de acero según la presente invención con una resistencia a la tracción superior a 930 MPa (135 ksi) y que tiene una excelente tenacidad a temperaturas ultrabajas, la microestructura de la placa de acero preferiblemente comprende al menos el 90 por ciento en volumen de una mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino. Preferiblemente al menos 2/3, más preferiblemente al menos 3/4 de la mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino comprenden bainita inferior de grano fino transformada a partir de austenita sin recristalizar que tiene una tamaño de grano medio inferior a aproximadamente 10 micras. Una bainita inferior de grano fino de este tipo, caracterizada por carburos dispersados finamente dentro de los granos, muestra una excelente tenacidad a temperaturas ultrabajas. La tenacidad superior a temperaturas ultrabajas de la bainita inferior de grano fino de este tipo, que se caracteriza por las facetas finas en la superficie de fractura, puede atribuirse a la tortuosidad de la trayectoria de fractura en las microestructuras de este tipo. La martensita en láminas de grano fino autotemplada ofrece una tenacidad a temperaturas ultrabajas similar a la de la bainita inferior de grano fino. A la inversa, la bainita superior que contiene una gran cantidad del componente de martensita-austenita (MA) tiene una tenacidad a bajas temperaturas inferior. Generalmente, es difícil obtener una resistencia ultraelevada con microestructuras que contienen altos porcentajes de ferrita y/o bainita superior. Tales componentes conducen a la no uniformidad de la microestructura. Por tanto, mientras que el porcentaje en volumen restante de la microestructura puede comprender bainita superior, martensita maclada, y ferrita, o mezclas de las mismas, preferiblemente se minimiza la formación de bainita superior. Preferiblemente, la microestructura de la placa de acero comprende menos del 8 por ciento en volumen del componente de martensita-austenita.

Para producir placas de acero que tienen una excelente tenacidad a temperaturas ultrabajas según esta realización de ULTT de la presente invención, es deseable optimizar la microestructura de austenita anterior, es decir, la microestructura de austenita que existe en o por encima de la temperatura de transformación de austenita en ferrita, es decir, el punto de transformación de Ar_{3}, para refinar de manera eficaz la microestructura final del acero. Para conseguir este objetivo, la austenita anterior se acondiciona como austenita sin recristalizar para promover la formación de un tamaño de grano con una media inferior a aproximadamente 10 micras. Un refinamiento del grano de este tipo de la austenita sin recristalizar es particularmente eficaz para mejorar la tenacidad a temperaturas ultrabajas de los aceros según esta realización de ULTT. Para obtener la tenacidad a temperaturas ultrabajas deseada (por ejemplo, 50% vTrs de menos de -60ºC (-76ºF), preferiblemente menos de -85ºC (-121ºF) y vE_{-40} mayor que 120 J (88 ft-lb), preferiblemente mayor que 175 J (129 ft-lb)), el tamaño de grano medio, d, de la austenita sin recristalizar es preferiblemente inferior a 10 micras. Las bandas de deformación y los límites de las maclas, que actúan como límites de grano de la austenita durante la transformación, se tratan como, y por tanto definen, los límites de grano de la austenita. Específicamente, la longitud global de una línea recta dibujada a lo largo del grosor de la placa de acero dividida entre el número de intersecciones entre la línea y los límites de grano de la austenita, tal como se definieron anteriormente, es el tamaño de grano medio, d. El tamaño de grano de la austenita, determinado así, ha demostrado tener una correlación muy buena con las características de tenacidad a temperaturas ultrabajas según se miden, por ejemplo, mediante el ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V.

La descripción siguiente de la composición de la aleación y el método de tratamiento para aceros de esta realización de ULTT define adicionalmente la composición de la aleación y el método de tratamiento descrito anteriormente para los aceros de la presente invención.

Para los aceros según esta realización de ULTT, el valor de P, que depende de la composición de ciertos elementos de aleación en un acero, describe la templabilidad del acero, y se define en el presente documento, preferiblemente se establece dentro de los intervalos tratados a continuación para obtener un equilibrio entre la resistencia y la tenacidad a temperaturas ultrabajas deseadas. Más particularmente, los límites inferiores de los intervalos de valores de P se fijan para obtener una resistencia a la tracción de al menos 930 MPa (135 ksi) y una excelente tenacidad a temperaturas ultrabajas. Los límites superiores de los intervalos de valores de P se fijan para obtener unas excelentes soldabilidad de montaje y tenacidad a temperaturas bajas en la zona afectada por el calor. El valor de P se define adicionalmente a continuación y en el glosario.

Para los aceros fundamentalmente libres de boro según esta realización de ULTT, el valor de P es preferiblemente superior a 1,9 e inferior a 2,8. Para los aceros fundamentalmente libres de boro se define el valor de P como: valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + Mo + V - 1, en el que los elementos de aleación C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo y V se expresan en porcentaje en peso.

Para los aceros que contienen boro según esta realización de ULTT, el valor de P es preferiblemente superior a 2,5 e inferior a 3,5. Para los aceros que contienen boro se define el valor de P como: valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + 2Mo + V, en el que los elementos de aleación C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo y V se expresan en porcentaje en peso.

Considerando la definición adicional para los elementos de aleación de aceros según esta realización de ULTT, el contenido en carbono es preferiblemente al menos del 0,05% en peso para obtener la resistencia y el grosor transversal de la microestructura de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino deseadas.

Además, para fines de esta realización de ULTT, el límite inferior del contenido en manganeso es preferiblemente del 1,7 por ciento en peso. El manganeso es esencial para obtener las microestructuras deseadas para esta realización de ULTT que dan origen a un buen equilibrio entre la resistencia y la tenacidad a bajas temperaturas.

El impacto del molibdeno sobre la templabilidad del acero es particularmente pronunciado en los aceros que contienen boro de esta realización de ULTT. En referencia a las definiciones del valor de P, el factor multiplicador para el molibdeno en el valor de P toma un valor de 1 en los aceros fundamentalmente libres de boro y un valor de 2 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 deseados en los aceros según esta realización de ULTT, la cantidad de molibdeno añadida a los aceros fundamentalmente libres de boro es preferiblemente al menos del 0,35% en peso y la cantidad de molibdeno añadida a los aceros que contienen boro es preferiblemente al menos del 0,25% en peso.

Cantidades muy pequeñas de boro pueden aumentar enormemente la templabilidad del acero y promover la formación de la microestructura de bainita inferior suprimiendo la formación de bainita superior. La cantidad de boro para aumentar la templabilidad de los aceros según esta realización de ULTT es preferiblemente al menos del 0,0006% en peso (6 ppm) y, según todos los aceros de la presente invención, es preferiblemente no superior al 0,0020 por ciento en peso (20 ppm). La presencia de boro en el intervalo descrito es un agente de templabilidad muy eficaz. Esto se demuestra mediante el efecto de la presencia del boro sobre el parámetro de templabilidad, valor de P. El boro, en el intervalo eficaz, aumenta el valor de P en 1, es decir, aumenta su templabilidad. El boro también aumenta la eficacia tanto del molibdeno como del niobio para aumentar la templabilidad del acero.

En los aceros de esta realización de ULTT, los contenidos en fósforo y azufre, que generalmente están presentes en el acero como impurezas, son preferiblemente inferiores al 0,015 por ciento en peso y al 0,003 por ciento en peso, respectivamente. Esta preferencia surge de la necesidad de maximizar la mejora en la tenacidad a temperaturas bajas del metal base y la zona afectada por el calor de las soldaduras. Limitar el contenido en fósforo tal como se describe contribuye a la mejora de la tenacidad a temperaturas bajas disminuyendo la segregación en línea central en las planchas de fundición continua y previniendo la fractura intragranular. Limitar el contenido en azufre tal como se describe mejora la ductilidad y la tenacidad del acero disminuyendo el número y el tamaño de las inclusiones de sulfuro de manganeso que se alargan durante el laminado en caliente.

Puede añadirse vanadio, cobre, o cromo a los aceros de esta realización de ULTT, pero no es necesario. Cuando se añade vanadio, cobre, o cromo a los aceros de esta realización de ULTT, se prefieren límites inferiores del 0,01, 0,1, o 0,1 por ciento en peso, respectivamente, porque estas son las cantidades mínimas de los elementos individuales necesarias para proporcionar una influencia discernible sobre las propiedades del acero. Tal como se trató con respecto a los aceros de esta invención en general, el límite superior preferible para el contenido en vanadio es del 0,10 por ciento en peso, más preferiblemente del 0,08 por ciento en peso. Se prefiere un límite superior del 0,8 por ciento en peso tanto para el cobre como para el cromo en esta realización de ULTT, porque tanto contenidos en cobre como en cromo por encima de los mismos tenderían a deteriorar de manera significativa la soldabilidad de montaje en la tenacidad de la zona afectada por el calor.

Incluso los aceros que tienen las composiciones químicas definas anteriormente no producirán las propiedades deseadas a menos que se traten en las condiciones apropiadas para producir las microestructuras deseadas de esta realización de ULTT.

Según esta realización de ULTT de la presente invención, se recalienta una plancha o una barra de acero de la química deseada hasta una temperatura preferiblemente de entre 1.050ºC y 1.250ºC (1.922ºF-2.282ºF). Entonces se lamina en caliente según el método de la presente invención. Específicamente, para esta realización de ULTT, se realiza el laminado en caliente preferiblemente con una temperatura de laminado de acabado superior a 700ºC (1.292ºF); y el laminado de gran potencia, es decir, una reducción en el grosor de más del 50% por ciento, se produce preferiblemente entre los 950ºC (1.742ºF) y los 700ºC (1.292ºF). Más específicamente, la plancha o barra recalentada se lamina en caliente hasta una reducción de preferiblemente al menos el 20% pero inferior al 50% (en grosor) para formar una placa en una o más pasadas dentro de un primer intervalo de temperaturas en el que la austenita se recristaliza, y después se lamina en caliente hasta una reducción superior al 50% (en grosor) en una o más pasadas dentro de un segundo intervalo de temperaturas, algo inferior que el primer intervalo de temperaturas, en el cual la austenita no se recristaliza y por encima del punto de transformación de Ar_{3}, siendo el segundo intervalo de temperaturas preferiblemente de 950ºC a 700ºC (1.742ºF-1.292ºF). Después de finalizar el laminado, para tanto los aceros que contienen boro como los que fundamentalmente están libres de boro según esta realización de ULTT, se enfría bruscamente la placa de acero hasta una temperatura de parada del enfriamiento brusco deseada de entre 450ºC (842ºF) y 200ºC (392ºF) a una velocidad de enfriamiento de al menos 10ºC/segundo (18ºF/segundo), preferiblemente de al menos 20ºC/segundo (36ºF/segundo). Se para el enfriamiento brusco y se permite que la placa de acero se enfríe al aire hasta temperatura ambiente, de modo que se facilite la finalización de la transformación de la placa de acero hasta al menos el 90 por ciento en volumen de una mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino, en la que al menos 2/3 de dicha mezcla se componen de bainita inferior de grano fino transformada a partir de austenita sin recristalizar que tiene una tamaño de grano medio inferior a 10 micras.

Como explicación adicional, se recalienta el acero preferiblemente hasta al menos 1.050ºC (1.922ºF) de modo que básicamente todos los elementos individuales se llevan a disolución sólida y de modo que el acero permanece dentro del intervalo de temperatura deseado durante el laminado. Se recalienta el acero hasta una temperatura preferiblemente no superior a 1.250ºC (2.282ºF) para evitar el engrosamiento de los granos de austenita hasta tal punto que el refinamiento posterior mediante laminado no es suficientemente eficaz. Preferiblemente se calienta el acero mediante medios adecuados para aumentar la temperatura de toda la plancha o barra de acero hasta la temperatura de recalentamiento deseada, por ejemplo, colocando la plancha o barra de acero en un horno durante un periodo de tiempo. Preferiblemente se lamina el acero recalentado en tales condiciones que los granos de austenita, engrosados mediante el recalentamiento, se recristalizan para dar granos más finos durante el laminado a mayor temperatura tal como se trató anteriormente. Para obtener una ultrarrefinamiento de la estructura de granos de austenita en la dirección del grosor transversal tal como se desea, se lleva a cabo preferiblemente un laminado de gran potencia dentro del segundo intervalo de temperaturas en el que la austenita no se recristaliza. Generalmente, para los aceros de esta realización de ULTT, que contienen más del 0,01 por ciento en peso tanto de niobio como de molibdeno, el límite superior de este intervalo de temperaturas de no recristalización, es decir, la temperatura T_{nr}, es de 950ºC (1.742ºF). Dentro de este intervalo de temperaturas de no recristalización se prefiere una reducción en el grosor del acero durante el laminado en caliente de más del 50 por ciento en peso para producir el refinamiento microestructural deseado. Preferiblemente el laminado se finaliza por encima de la temperatura a la que la austenita empieza a transformarse en ferrita durante el enfriamiento, es decir, el punto de transformación de Ar_{3}. Además, para los aceros de esta realización de ULTT, preferiblemente se finaliza el laminado en caliente a una temperatura de 700ºC (1.292ºF) o superior. Puede obtenerse una tenacidad mayor a bajas temperaturas finalizando el laminado a una temperatura lo más baja posible aunque todavía por encima tanto de 700ºC (1.292ºF) como del punto de transformación de Ar_{3}. Además, para los aceros de esta realización de ULTT, preferiblemente se finaliza el laminado en caliente a una temperatura inferior a 850ºC (1.562ºF). Para obtener la microestructura de bainita inferior de grano fino deseada, el acero laminado se enfría, por ejemplo mediante enfriamiento brusco en agua, preferiblemente hasta una temperatura de entre 450ºC (842ºF) y 200ºC (392ºF), en la que las transformaciones de la bainita inferior y la austenita llegan a su fin, a una velocidad de enfriamiento brusco (enfriamiento) superior a 10ºC/s (18ºF/s), preferiblemente superior a 20ºC/s (36ºF/s), de modo que no se forma fundamentalmente ferrita. La velocidad de enfriamiento superior a 10ºC/s (18ºF/s), preferiblemente superior a 20ºC/s (36ºF/s), se corresponde con la velocidad de enfriamiento crítica para excluir básicamente la formación de ferrita / bainita superior y permitir que el acero se transforme en predominantemente bainita inferior / martensita en láminas en aceros preparados con adiciones de baja aleación y con valores de P próximos al límite inferior de los intervalos especificados para esta realización de ULTT. Con velocidades de enfriamiento mayores, es posible una ligera mejora en la tenacidad. Ya que el límite superior de la velocidad de enfriamiento se define mediante la conductividad térmica, no se especifica ningún límite superior. Si el enfriamiento mediante enfriamiento brusco se para por encima de los 450ºC (842ºF), tenderá a formarse bainita superior, lo que puede ser perjudicial para la tenacidad a bajas temperaturas. Por el contrario, si tal enfriamiento continúa hasta por debajo de los 200ºC (392ºF), tenderá a formarse una microestructura de martensita térmicamente inestable, que puede dar como resultado un descenso en la tenacidad a bajas temperaturas. Además, la presencia de martensita térmicamente inestable tiende a aumentar el grado de ablandamiento en la zona afectada por el calor. Por tanto, la temperatura de parada del enfriamiento brusco (QST) preferiblemente se limita a entre 450ºC (842ºF) y 200ºC (392ºF).

Se indican a continuación ejemplos de aceros preparados según esta realización de ULTT. Los materiales de composiciones varias se prepararon como barras, de aproximadamente 50 kg (110 lbs) de peso y de aproximadamente 100 mm (3,94 pulgadas) de grosor, mediante la fusión en laboratorio y como una plancha, de aproximadamente 240 mm (9,45 pulgadas) de grosor, mediante una combinación de un convertidor LD y fundición continua, procesos conocidos en la preparación de acero. Se laminaron las barras o planchas para dar placas en varias condiciones, según el método descrito en el presente documento. Se estudiaron las propiedades y microestructuras de las placas, que oscilan en grosor desde 15 mm (0,6 pulgadas) hasta 25 mm (1 pulgada). Se determinaron las propiedades mecánicas de las muestras de acero, es decir, resistencia al estiramiento (RE), resistencia a la tracción (RT), energía de impacto a -40ºC (-40ºF) (vE_{-40}), y 50% vTrs mediante el ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V, en una dirección perpendicular a la dirección de laminado. Se evaluó la tenacidad en la zona afectada por el calor, la energía de impacto a -20ºC (-4ºF) (vE_{-20}), utilizando la zona afectada por el calor reproducida mediante un simulador del ciclo térmico de soldadura, con una temperatura de calentamiento máxima de 1.400ºC (2.552ºF) y un tiempo de enfriamiento de 25 segundos entre 800ºC (1.472ºF) y 500ºC (932ºF), es decir, con una velocidad de enfriamiento de 12ºC/segundo (22ºF/segundo). Se evaluó la soldabilidad de montaje partiendo de la base de la temperatura de precalentamiento mínima requerida para la prevención del agrietamiento por frío de la zona afectada por el calor, tal como se determinó mediante el ensayo de susceptibilidad a las fisuras de las soldaduras de grietas en forma de Y (un ensayo conocido para determinar la temperatura de precalentamiento), según la norma industrial japonesa, JIS G 3158. Se realizó la soldadura mediante el método de soldadura por arco con electrodo metálico con gas utilizando un electrodo con una resistencia a la tracción de 1.000 MPa (145 ksi), un consumo calorífico de 0,3 kJ/mm y conteniendo el metal de soldadura 3 cc de hidrógeno por cada 100 g de metal.

La tabla I, y las tablas II (unidades métricas (S. I.)) y III (unidades inglesas), muestran los datos de los ejemplos de esta realización de ULTT de la presente invención, junto con los datos de algunos aceros fuera del alcance de esta realización de ULTT, preparados con fines de comparación. Las placas de acero según esta realización de ULTT tienen un equilibrio excelente entre la resistencia, la tenacidad a bajas temperaturas, y la soldabilidad de montaje.

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Esta realización de ULTT de la presente invención permite una producción en masa estable de aceros para tuberías ultrarresistentes (de API X100 o superior con una resistencia a la tracción de 930 MPa o superior) que tienen una soldabilidad de montaje y una tenacidad a temperaturas bajas excelentes. Esto conduce a una mejora significativa en el diseño de tuberías y de las eficacias de transporte e instalación.

Los aceros que tienen las composiciones de esta realización de ULTT, y que se tratan según el método descrito en el presente documento, son adecuados para una gran variedad de aplicaciones, incluyendo tuberías para el transporte de gas natural o petróleos crudos, diversos tipos de recipientes a presión soldados, y máquinas industriales.

A pesar de que se dan a conocer realizaciones específicas de la presente invención como ejemplos en la descripción anterior, debe comprenderse que tales ejemplos no limitan el alcance de la invención, que se expone en las siguientes reivindicaciones.

Glosario de términos

Punto de transformación de Ac_{1}: la temperatura a la cual la austenita comienza a formarse durante el calentamiento;

Punto de transformación de Ar_{1}: la temperatura a la cual se finaliza la transformación de la austenita en ferrita o en ferrita más cementita durante el enfriamiento;

Punto de transformación de Ar_{3}: la temperatura a la que la austenita comienza a transformarse en ferrita durante el enfriamiento;

B+M: mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino;

cementita: carburos de hierro;

CEV (carbono equivalente): término bien conocido en la industria utilizado para expresar soldabilidad; también, CEV = (% 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: índice relacionado con el control de forma de las inclusiones de sulfuro en el acero; también ESSP = (% en peso de Ca) [1-124 (% en peso de O)] / 1,25 (% en peso de S);

Fe_{23}(C,B)_{6}: una forma de borocarburo de hierro;

ZAC: zona afectada por calor;

laminado de gran potencia: reducción de grosor superior aproximadamente al 50%;

IDQ: Enfriamiento brusco directo interrumpido;

Química escasa: CEV inferior al 0,50;

MA: componente de martensita-austenita;

Mo_{2}C: una forma de carburo de molibdeno;

Nb(C,N): carbonitruros de niobio;

Pcm: un término de la industria bien conocido utilizado para expresar 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 utiliza en la descripción de la presente invención, significa al menos aproximadamente un 50 por ciento en volumen;

Valor de P, para aceros esencialmente libres de boro: 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + Mo + V - 1, en el que C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo y V se expresan en porcentaje en peso;

Valor de P, para aceros que contienen boro: 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + 2Mo + V, en el que C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo y V se expresan en porcentaje en peso;

Enfriamiento brusco: tal como se utiliza en la descripción de la presente invención, enfriamiento acelerado mediante cualquier medio por el cual se utiliza un líquido seleccionado por su tendencia para aumentar la velocidad de enfriamiento del acero, en oposición al enfriamiento al aire;

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Velocidad de enfriamiento brusco (enfriamiento): velocidad de enfriamiento en el centro, o sustancialmente en el centro, del grosor de la placa;

Temperatura de parada del enfriamiento brusco (QST): la temperatura más alta, o sustancialmente la más alta, alcanzada en la superficie de la placa, tras parar el enfriamiento brusco, debido al calor transmitido desde el grosor intermedio de la placa;

REM: Metales de tierras raras;

Temperatura T_{nr}: temperatura por debajo de la cual la austenita no recristaliza;

RT: resistencia a la tracción;

V(C,N): carbonitruros de vanadio;

vE_{-20}: energía de impacto mediante el ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V a -20ºC (-4ºF);

vE_{-40}: energía de impacto mediante el ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V a -40ºC (-40ºF);

vTrs: temperatura de transición determinada mediante el ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V;

50% vTrs: medición experimental y extrapolación del ensayo de Charpy de resiliencia de muesca en V de la temperatura más baja a la que la superficie de fractura presenta el 50% por área de fractura por cortadura.

RE: resistencia al estiramiento.

Claims (18)

1. Una placa de acero que tiene una resistencia a la tracción de al menos 930 MPa (135 ksi), una energía de impacto mediante el ensayo de Charpy de muesca en V a -40ºC (-40ºF) igual o superior a 238 J (175 ft-lb), una 50% vTrs inferior a -60ºC (-76ºF), y una microestructura que comprende al menos el 90 por ciento en volumen de una mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino, en la que al menos 2/3 de dicha mezcla consiste en bainita inferior de grano fino transformada a partir de austenita sin recristalizar que tiene un tamaño de grano medio inferior a 10 micras, y en la que dicha placa de acero se produce a partir de acero recalentado que comprende los elementos de aleación siguientes en los porcentajes en peso indicados:

del 0,05% al 0,10% de C,

del 1,7% al 2,1% de Mn,

menos del 0,015% de P,

menos del 0,003% de S,

del 0,001% al 0,006 de N,

del 0,2% al 1,0% de Ni,

del 0,01% al 0,10% de Nb,

del 0,005% al 0,03% de Ti, y

del 0,25% al 0,6% de Mo;

del 0,01% al 0,1% de V,

menos del 1% de Cr,

menos del 1% de Cu,

menos del 0,6% de Si,

menos del 0,06% de Al,

menos del 0,002% de B,

menos del 0,006% de Ca,

menos del 0,02% de metales de tierras raras, y

menos del 0,006% de Mg;

siendo el resto hierro e impurezas inevitables.

2. Placa de acero según la reivindicación 1, en la que dicho acero recalentado está esencialmente libre de boro y tiene un valor de P de 1,9 a 2,8, en la que dicho contenido en Mo es preferiblemente al menos del 0,35% en peso y dicho valor de P se define como: valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + Mo + V - 1 (en el que los elementos de aleación C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo y V se expresan en porcentaje en peso).

3. Placa de acero según la reivindicación 2, en la que dicho acero recalentado comprende adicionalmente al menos un aditivo seleccionado del grupo que consiste en (i) del 0,1% en peso al 0,8% en peso de Cu y (ii) del 0,1% en peso al 0,8% en peso de Cr.

4. Placa de acero según la reivindicación 1, en la que dicho acero recalentado comprende adicionalmente del 0,0006% en peso al 0,0020% en peso de B, y que tiene un valor de P de 2,5 a 3,5, en la que dicho valor de P se define como: valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + 2Mo + V (en el que los elementos de aleación C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo y V se expresan en porcentaje en peso).

5. Placa de acero según la reivindicación 4, en la que dicho acero recalentado comprende adicionalmente al menos un aditivo seleccionado del grupo que consiste en (i) del 0,1% en peso al 0,8% en peso de Cu, y (ii) del 0,1% en peso al 0,8% en peso de Cr.

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6. Placa de acero según las reivindicaciones 1, 2, 3, 4 ó 5, en la que dicho acero recalentado comprende adicionalmente del 0,001% en peso al 0,006% en peso de calcio, del 0,001% en peso al 0,02% en peso de REM, y del 0,0001 al 0,0006% en peso de magnesio.

7. Un método para preparar la placa de acero según la reivindicación 1, que comprende las etapas de:

(a)

calentar una plancha de acero hasta una temperatura en el intervalo de 1.050ºC (1.922ºF) a 1.250ºC (2.282ºC);

(b)

reducir dicha plancha para formar una placa en una o más pasadas de laminado en caliente en un primer intervalo de temperaturas en el cual se recristaliza la austenita;

(c)

reducir adicionalmente dicha placa en una o más pasadas de laminado en caliente en un segundo intervalo de temperatura en el que no se recristaliza la austenita, en la que se produce una reducción en grosor de más del 50 por ciento en dicho segundo intervalo de temperaturas y dicho laminado en caliente se termina a una temperatura de laminado de acabado superior tanto a 700ºC (1.292ºF) como al punto de transformación de Ar_{3};

(d)

enfriar bruscamente dicha placa a una velocidad de al menos 10ºC/s (18ºF/s) hasta una temperatura de de parada del enfriamiento brusco en el intervalo de 450ºC a 200ºC (842ºF-392ºF); y

(e)

parar dicho enfriamiento brusco y permitir que dicha placa se enfríe al aire hasta la temperatura ambiente, de modo que se facilita la finalización de la transformación de dicha placa de acero hasta al menos el 90 por ciento en volumen de una mezcla de bainita inferior de grano fino y martensita en láminas de grano fino, en la que al menos 2/3 de dicha mezcla consiste en bainita inferior de grano fino transformada a partir de austenita sin recristalizar que tiene un tamaño de grano medio inferior a 10 micras.

8. Método según la reivindicación 7, en el que dicho segundo intervalo de temperaturas de la etapa (c) está por debajo de los 950ºC (1.742ºF).

9. Método según la reivindicación 7, en el que dicha temperatura de laminado de acabado de la etapa (c) está por debajo de los 850ºC (1.562ºF).

10. Placa de acero según la reivindicación 1, en la que dicha microestructura comprende menos del 8 por ciento en volumen de componente de martensita-austenita.

11. Placa de acero según la reivindicación 10, en la que dicho acero recalentado está esencialmente libre de boro y tiene un valor de P de 1,9 a 2,8, en la que dicho contenido en Mo es preferiblemente al menos del 0,35% en peso y dicho valor de P se define como: valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + Mo + V - 1 (en el que los elementos de aleación C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo y V se expresan en porcentaje en peso).

12. Placa de acero según la reivindicación 11, en la que dicho acero recalentado comprende adicionalmente al menos un aditivo seleccionado del grupo que consiste en (i) del 0,1% en peso al 0,8% en peso de Cu, y (ii) del 0,1% en peso al 0,8% en peso de Cr.

13. Placa de acero según la reivindicación 10, en la que dicho acero recalentado comprende adicionalmente del 0,0006% en peso al 0,0020% en peso de B, y que tiene un valor de P de 2,5 a 3,5, en la que dicho valor de P se define como: valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + 2Mo + V (en el que los elementos de aleación C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo y V se expresan en porcentaje en peso).

14. Placa de acero según la reivindicación 13, en la que dicho acero recalentado comprende adicionalmente al menos un aditivo seleccionado del grupo que consiste en (i) del 0,1% en peso al 0,8% en peso de Cu, y (ii) del 0,1% en peso al 0,8% en peso de Cr.

15. Acero según las reivindicaciones 10, 11, 12, 13 ó 14, en el que dicho acero recalentado comprende adicionalmente del 0,001% en peso al 0,006% en peso de calcio, del 0,001% en peso al 0,02% en peso de REM, y del 0,0001 al 0,006% en peso de magnesio.

16. Método según la reivindicación 7, en el que la microestructura de dicha placa de acero comprende además menos del 8 por ciento en volumen de componente de martensita-austenita.

17. Método según la reivindicación 16, en el que dicho segundo intervalo de temperatura en dicha etapa de reducción adicional está por debajo de los 950ºC (1.742ºF).

18. Método según la reivindicación 16, en el que dicha temperatura de laminado de acabado en dicha etapa de reducción adicional está por debajo de los 850ºC (1.562ºF).