ES2613684T3 - Acero bainítico para componente perforador de rocas - Google Patents

Acero bainítico para componente perforador de rocas Download PDF

Info

Publication number
ES2613684T3
ES2613684T3 ES13811174.5T ES13811174T ES2613684T3 ES 2613684 T3 ES2613684 T3 ES 2613684T3 ES 13811174 T ES13811174 T ES 13811174T ES 2613684 T3 ES2613684 T3 ES 2613684T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
steel
component
weight
hardness
alloy
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES13811174.5T
Other languages
English (en)
Inventor
Johan Lindén
Tomas Antonsson
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Sandvik Intellectual Property AB
Original Assignee
Sandvik Intellectual Property AB
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sandvik Intellectual Property AB filed Critical Sandvik Intellectual Property AB
Application granted granted Critical
Publication of ES2613684T3 publication Critical patent/ES2613684T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0075—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rods of limited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/14—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes wear-resistant or pressure-resistant pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/22—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for drills; for milling cutters; for machine cutting tools
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E21—EARTH OR ROCK DRILLING; MINING
    • E21B—EARTH OR ROCK DRILLING; OBTAINING OIL, GAS, WATER, SOLUBLE OR MELTABLE MATERIALS OR A SLURRY OF MINERALS FROM WELLS
    • E21B17/00—Drilling rods or pipes; Flexible drill strings; Kellies; Drill collars; Sucker rods; Cables; Casings; Tubings
    • E21B17/02—Couplings; joints
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E21—EARTH OR ROCK DRILLING; MINING
    • E21B—EARTH OR ROCK DRILLING; OBTAINING OIL, GAS, WATER, SOLUBLE OR MELTABLE MATERIALS OR A SLURRY OF MINERALS FROM WELLS
    • E21B17/00—Drilling rods or pipes; Flexible drill strings; Kellies; Drill collars; Sucker rods; Cables; Casings; Tubings
    • E21B17/22—Rods or pipes with helical structure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Geology (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Mining & Mineral Resources (AREA)
  • Environmental & Geological Engineering (AREA)
  • Fluid Mechanics (AREA)
  • General Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Geochemistry & Mineralogy (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Earth Drilling (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Bridges Or Land Bridges (AREA)

Abstract

Acero bainítico que comprende, en % en peso (%p): C 0,16-0,23 Si 0,8-1,0 Mo 0,67-0,9 Cr 1,10-1,30 V 0,18-0,4 Ni 1,60-2,0 Mn 0,65-0,9 P <=0,020 S <=0,02 Cu <0,20 N 0,005-0,012 %p siendo el resto Fe e impurezas inevitables.

Description

5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
DESCRIPCION
Acero baimtico para componente perforador de rocas Campo tecnico
La presente invencion se refiere a un acero baimtico de acuerdo con el preambulo de la reivindicacion 1. La presente invencion se refiere tambien a un componente de barra perforadora de acuerdo con el preambulo de la reivindicacion 7. La presente invencion se refiere tambien a un metodo para fabricar un componente de barra perforadora de acuerdo con el preambulo de la reivindicacion 10. La presente invencion se refiere tambien al uso del acero baimtico de la invencion de acuerdo con el preambulo de la reivindicacion 15.
Antecedentes
Las barras perforadoras para trabajos de minena y construccion comprenden tfpicamente una porcion central de la barra, un extremo macho roscado y un extremo hembra roscado. Cuando funciona, una cabeza perforadora o barrena perforadora esta roscada en el extremo macho de la barra y la cabeza perforadora es introducida en la roca o terreno por un mecanismo de perforacion. Un tipo de perforacion es la denominada “perforacion por martillo desde arriba” en la que el mecanismo de perforacion esta dispuesto para proporcionar a la barra perforadora un movimiento intenso de rotacion y percusion. A medida que progresa la longitud del agujero perforado, la barra perforadora puede ser alargada roscando mas barras perforadoras sobre el extremo de la barra precedente.
Las barras perforadoras se pueden fabricar forjando y roscando los extremos de una barra de acero en conectores macho y hembra acoplados. Sin embargo, la practica actual mas comun es fabricar los conectores macho y hembra por separado y acoplar despues los conectores mediante soldadura por frotamiento al extremo respectivo de la barra de acero.
Un problema relacionado con las barras perforadoras es su vida util relativamente corta puesto que la velocidad a la que se desgastan y tienen que ser reemplazadas las barras perforadoras tiene una influencia directa sobre el coste total de la operacion de perforacion. Otro problema es la resistencia de la barra. Si se rompe una barra, se puede necesitar un tiempo considerable para extraerla del agujero que se esta perforando.
En el pasado se han realizado trabajos para mejorar las barras perforadoras. Por ejemplo, el documento WO 97/27022 se refiere al problema de zonas de material blando que se forman en la interfaz entre el conector y la barra central despues de soldar por frotamiento. Cuando se sueldan por frotamiento un conector y una barra central, se desprende calor en la interfaz entre el conector y la barra central. La zona calentada se denomina “zona afectada por el calor”. En la zona afectada por el calor se recuece el material de acero y se forma una zona de material blando en la interfaz entre la barra y el conector. La zona blanda es la parte mas debil de la barra perforadora y tfpicamente es la posicion donde se rompe la barra perforadora. Para resolver este problema, el documento WO 97/27022 propone un acero en el que se ha equilibrado la composicion qmmica de modo que la dureza de la porcion mas recocida en la zona afectada por el calor tiene una dureza igual a la dureza de la porcion central de la barra perforadora.
El acero descrito en el documento WO 97/27022 ha originado mejoras en la vida util de barras perforadoras, en particular en vista del fallo en la interfaz entre el conector y la barra central. Sin embargo, la vida util global de barras perforadoras todavfa no es suficiente.
Una observacion en campo ha mostrado que el fallo actual en barras perforadoras raramente se produce en la interfaz entre el conector y la barra central. En su lugar, la duracion de las barras perforadoras parece estar limitada por fallo en la porcion roscada de los conectores.
En consecuencia, un objeto de la presente invencion es resolver por lo menos uno de los problemas antes mencionados. En particular, un objeto de la presente invencion es conseguir una composicion mejorada del acero que permita la fabricacion de barras perforadoras con una vida util larga. Otro objeto de la presente invencion es conseguir un componente perforador de coste eficaz que se pueda usar durante un largo penodo de tiempo. Tambien un objeto de la presente invencion es conseguir un metodo para producir componentes perforadores resistentes al desgaste. Tambien otro objeto de la presente invencion se refiere al uso de la composicion mejorada de acero en componentes perforadores de rocas.
Resumen de la invencion
De acuerdo con la invencion, por lo menos uno de estos objetos se consigue por un acero baimtico que comprende (en % en peso):
5
10
15
20
25
30
35
40
45
C
0,16-0,23
Si
0,8-1,0
Mo
0,67-0,9
Cr
1,10-1,30
V
0,18-0,4
Ni
1,60-2,0
Mn
0,65-0,9
P
<0,020
S
<0,02
Cu
<0,20
N
0,005-0,012 %p
siendo el resto Fe e impurezas inevitables.
El acero de la invencion se dirige principalmente a producir componentes endurecidos en su superficie que estan sometidos a desgaste repetido a temperatures elevadas, esto es, a 300-500°C, por ejemplo, conectores roscados endurecidos en su superficie en barras perforadoras. Estos componentes tienen una zona superficial martensftica y una porcion central bainftica-martensftica.
Resultados de ensayos en campo realizados durante perforaciones con martillo han mostrado que barras perforadoras endurecidas en su superficie y fabricadas a partir del acero de la invencion duran sorprendentemente mas que barras perforadoras fabricadas a partir de acero convencional.
Durante la perforacion de rocas o suelos con martillo por encima del terreno, la barra perforadora esta sometida a una percusion intensa originada por el mecanismo de perforacion. La percusion causa una onda de choque que progresa, a traves de las barras perforadoras interconectadas, hacia abajo hasta el mecanismo de perforacion en el fondo del agujero. Cuando la onda de choque progresa a traves de las barras interconectadas, aproximadamente el 5% de la energfa se pierde en forma de calor que se desprende principalmente en las roscas de los conectores macho y hembra de las barras perforadoras interconectadas. En consecuencia, la temperatura de trabajo en los conectores durante la perforacion con martillo es elevada, ftpicamente de hasta 300°C, aunque puede alcanzar 500°C. En perforaciones con martillo por encima del terreno, ftpicamente se usa aire para enfriar las barras perforadoras y tambien para separar los cortes de perforacion. Sin embargo, el aire no es un fluido eficaz de enfriamiento y no enfna las barras perforadoras suficientemente para evitar que el calor desprendido cause que la superficie martensftica de las roscas de los conectores de las barras perforadoras se transforme en las fases mas blandas de cementita y ferrita. En barras perforadoras convencionales, la transformacion de la martensita puede causar que se reblandezca la superficie de las roscas y causar finalmente que se deterioren los conectores porque la resistencia al desgaste adherente esta en relacion directa con la dureza.
La razon para la vida util sorprendentemente larga de las barras perforadoras fabricadas a partir del acero de la invencion no esta explicada completamente. Sin embargo, sin estar ligado por teona alguna, se cree que las cantidades equilibradas de los elementos de la aleacion silicio, molibdeno, cromo y vanadio presentes en el acero causan que la superficie martensftica de los conectores de las barras perforadoras conserve la dureza a las elevadas temperaturas de trabajo durante la perforacion con martillo.
El silicio estabiliza al carburo £ y, por lo tanto, retrasa la transformacion de la zona superficial martensftica dura de los conectores en cementita y ferrita mas blandas hasta temperaturas de aproximadamente 300°C. Sin embargo, como la temperatura se incrementa en los conectores durante la perforacion, la fase martensftica de la superficie de los conectores endurecidos en su superficie puede iniciar finalmente la transformacion en cementita y ferrita. Por lo tanto, disminuye la cantidad de martensita en la zona superficial de los conectores y, en consecuencia, disminuye tambien la dureza de la zona superficial. Durante la transformacion de la martensita en cementita y ferrita, se libera carbono en el acero.
En el acero de la invencion, los elementos de la aleacion molibdeno, cromo y vanadio forman carburos duros y estables con el carbono en exceso procedente de la fase martensftica transformada. Los carburos duros precipitan en la fase martensftica remanente de los conectores y compensan asf la dureza, que se pierde por la transformacion de martensita en cementita.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
La porcion central de los conectores consiste en martensita y bainita. La bainita es una mezcla fina de las fases de cementita y ferrita. La bainita es estable a temperatures elevadas y, por lo tanto, permanece suficientemente resistente para soportar la zona superficial endurecida de los conectores a las elevadas temperatures de trabajo.
De acuerdo con una alternativa, la cantidad de Si en el acero de la invencion es 0,85-0,95% en peso.
De acuerdo con una alternativa, la cantidad de Mo en el acero de la invencion es 0,70-0,80% en peso.
De acuerdo con una alternativa, la cantidad de Cr en el acero de la invencion es 1,20-1,25% en peso.
De acuerdo con una alternativa, la cantidad de V en el acero de la invencion es 0,20-0,30% en peso, preferiblemente 0,2-0,25% en peso-
De acuerdo con una alternativa, la cantidad de N en el acero de la invencion es 0,005-0,008% en peso, mas preferiblemente 0,008-0,012% en peso.
La invencion se refiere tambien a un componente para perforar rocas que comprende el acero de la invencion.
El componente puede ser un conector macho o hembra roscado a una barra perforadora.
Por ejemplo, el componente es una barra perforadora que comprende un conector macho roscado y un conector hembra roscado.
La invencion se refiere tambien a un metodo para fabricar un componente para perforar rocas, que comprende las etapas de:
- (a) formar a partir del acero de la invencion un componente para perforar rocas como el descrito anteriormente;
- (b) calentar el citado componente a la temperatura de austenizacion;
- (c) mantener el citado componente a la temperatura de austenizacion en una atmosfera que contiene carbono durante un tiempo predeterminado;
- (d) enfriar el citado componente.
Preferiblemente, el citado componente se calienta a una temperatura de 900-1.000°C.
Preferiblemente, el citado componente se calienta en una atmosfera de CO y H2.
Preferiblemente, el componente se calienta durante 3-6 horas.
Preferiblemente, el componente se enfna en aire.
La invencion se refiere tambien al uso del acero bairntico de la invencion en conectores endurecidos en su superficie para barras perforadoras durante la perforacion, enfriada por aire, por martillo por encima del terreno.
Descripcion detallada de la invencion
El acero de la invencion comprende los siguientes elementos en porcentajes en peso (% en peso):
Carbono (C). Se incluye carbono en el acero de la invencion para conseguir resistencia y regular la estructura final del acero, que debe ser bairntica. Tambien se anade carbono al acero de la invencion para asegurar la formacion de carburos. Los carburos proporcionan un efecto de endurecimiento por precipitacion en la estructura bairntica del acero. Los carburos evitan ademas que los granos crezcan en el acero por coalescencia y aseguran por ello granos finos en el acero y, en consecuencia, alta resistencia. El contenido de carbono en el acero debe ser, por lo tanto, por lo menos 0,16% en peso. Un contenido demasiado alto de carbono reduce la resistencia del acero al impacto. Por lo tanto, el contenido de carbono debe estar limitado a 0,23% en peso. Preferiblemente, el contenido de carbono es 0,16-0,20% en peso.
En la fabricacion del acero se usa silicio (Si) como desoxidante y, por lo tanto, en el acero siempre estan presentes ciertas cantidades de silicio. El silicio tiene un efecto positivo sobre el acero de la invencion porque incrementa la capacidad de endurecimiento, esto es, la velocidad a la que la fase austerntica se transforma en martensita durante el temple. En el acero de la invencion, el silicio es un elemento importante de la aleacion porque retrasa la transformacion de martensita en cementita y ferrita.
La martensita es una fase inestable y, cuando se calienta, se transforma, mediante diversos carburos, en cementita y ferrita, lo cual origina menor dureza del acero. El silicio estabiliza al carburo £, que es uno de los carburos que precede a la fase de cementita durante la transformacion de la martensita y retrasa por ello la transformacion de la martensita. Ademas, durante la disolucion de la fase martensttica, el carbono se debe difundir por el acero a los
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
carburos para que crezcan los carburos. La presencia de silicio en el acero incrementa la actividad del carbono en el acero que, a su vez, retrasa el crecimiento de los carburos ya formados y tambien la nucleacion de nuevos carburos. Tambien este mecanismo retrasa sustancialmente la transformacion de la martensita. Por lo tanto, el silicio tiene un efecto positivo sobre la retencion de la resistencia de la zona superficial en componentes endurecidos en la superficie del acero de la invencion a altas temperaturas.
Sin embargo, el silicio estabiliza a la ferrita y, por lo tanto, cantidades demasiado altas de silicio originan un incremento de la temperatura A1. Esto tiene un efecto negativo porque, durante el endurecimiento, el acero debe ser tratado a temperaturas mas altas, lo cual origina crecimiento de los granos en la fase austemtica y reduce por ello la resistencia. En consecuencia, la cantidad de silicio en el acero de la invencion se limita a 0,80-1,0% en peso. Preferiblemente, la cantidad de silicio es 0,85-0,95% en peso.
El molibdeno, cromo y vanadio son elementos clave en el acero de la invencion porque forman carburos duros que compensan la perdida de dureza cuando la fase martensftica se transforma en cementita y ferrita. El molibdeno, cromo y vanadio, formadores de diferentes carburos, forman carburos estables a diversas temperaturas. De aqm, a temperaturas bajas y, por lo tanto, a una transformacion moderada de la martensita, precipitan principalmente carburos ricos en molibdeno. Cuando se incrementa la temperatura, se incrementa la transformacion de la martensita. Sin embargo, a temperaturas mas altas, precipitan primero carburos ricos en cromo y posteriormente, a temperaturas aun mas altas, precipitan tambien carburos ricos en vanadio. Esto proporciona el efecto de que la dureza de la martensita en la superficie del conector se mantiene sustancialmente constante en un amplio intervalo de temperaturas de trabajo.
El molibdeno (Mo) forma carburos estables ricos en molibdeno estables a una temperatura desde 300°C hasta aproximadamente 500°C y compensa la disminucion de la dureza cuando la fase martensftica se transforma en cementita y ferrita. Para asegurar que precipita una cantidad suficiente de carburos, el contenido de molibdeno debe ser por lo menos 0,07% en peso. Sin embargo, el molibdeno estabiliza a la austenita y, por lo tanto, tiene una influencia muy fuerte sobre la capacidad de endurecimiento. Por lo tanto, cantidades demasiado altas de molibdeno podnan originar tambien la formacion de martensita en la porcion central del conector, lo cual hace fragil al conector. Cantidades altas de molibdeno podnan causar tambien la formacion de un maximo secundario de dureza. Por lo tanto, el ftmite superior del contenido de molibdeno en el acero de la invencion es 0,9% en peso. Preferiblemente el contenido de molibdeno en el acero es 0,67 a 0,83% en peso.
El cromo (Cr) forma con el carbono carburos estables ricos en cromo. Algunos carburos ricos en cromo precipitan incluso a temperaturas bajas, por ejemplo, a 300°C. Sin embargo, la mayona de los carburos ricos en cromo precipitan a una temperatura entre 400 y 500°C. Para asegurar que se forma una cantidad suficiente de carburos ricos en cromo, el acero de la invencion debe contener por lo menos 1,10% en peso de cromo. Cantidades muy altas de cromo podnan originar la formacion de un denominado maximo secundario de dureza en el acero a temperaturas altas, ftpicamente por encima de 600°C. Este fenomeno se origina generalmente por la formacion de una gran cantidad de carburos de cromo, y tambien de carburos de vanadio y molibdeno. Sin embargo, si se incrementa mas la temperatura del acero, la dureza disminuye rapidamente debido al crecimiento de los carburos precipitados que, a su vez, eliminan carbono procedente de otras precipitaciones en el acero. Por lo tanto, el contenido de cromo en el acero de la invencion debe estar limitado a 1,30% en peso. Preferiblemente, el contenido de cromo en el acero de la invencion es 1,20-1,25% en peso para asegurar que se forma una cantidad suficiente de carburos y que se evita la formacion de un maximo secundario de dureza.
El vanadio (V) forma carburos ricos en vanadio muy pequenos a temperaturas de 550-600°C y, por lo tanto, compensa la disminucion de la dureza cuando la fase martensftica se transforma en cementita y ferrita a altas temperaturas. El acero de la invencion debe contener por lo menos 0,18% en peso de vanadio para asegurar que precipita en el acero una cantidad suficiente de carburos de vanadio a las altas temperaturas de trabajo.
El vanadio forma tambien carbonitruros de vanadio a temperaturas altas, esto es, a 900°C o mas. Los carbonitruros de vanadio son importantes porque evitan el crecimiento de granos de la fase austemtica durante la carburizacion del acero. Cantidades demasiado altas de vanadio podnan originar problemas durante la mecanizacion en caliente del acero porque los carbonitruros son tan estables que no se disuelven en la etapa de recocido que precede a la mecanizacion en caliente. Por lo tanto, el contenido de vanadio en el acero de la invencion debe estar limitado a 0,40% en peso. Preferiblemente, el contenido de vanadio es 0,18-0,30% en peso, mas preferiblemente 0,20-0,30% en peso, aun mas preferiblemente 0,20-0,25% en peso.
En el acero de la invencion se incluye manganeso (Mn) para formar MnS con el azufre que puede estar presente en el acero como impureza. El manganeso tiene un efecto positivo sobre la capacidad de endurecimiento del acero, porque disminuye la temperatura Ms, es decir, la temperatura a la que se empieza a formar martensita despues de la austenizacion. La baja temperatura Ms origina tambien una estructura bainftica fina en la porcion central de un conector fabricado a partir del acero de la invencion. Esto es positivo para asegurar una alta resistencia en la porcion central del conector. Se debe incluir manganeso en una cantidad de por lo menos 0,65% en peso para asegurar tipos MnS de sulfuros. Cantidades altas de manganeso podnan originar la formacion de austenita retenida en el acero, debido a que el manganeso disminuye la temperatura Ms. Por lo tanto, el contenido de manganeso en el acero debe estar limitado a 0,85% en peso. Preferiblemente, la cantidad de manganeso en el acero es 0,70-0,80%
en peso porque esta cantidad de manganeso asegura tambien una estructura bainftica fina en el acero de la invencion.
El fosforo (P) esta presente como impureza en la materia prima usada para fabricar el acero de la invencion. El fosforo se separa a la fase ftquida durante la solidificacion del acero y origina en el acero solidificado estnas ricas en 5 fosforo. Por lo tanto, un contenido alto de fosforo tiene un efecto negativo sobre la ductilidad y resistencia del acero al impacto. Por lo tanto, el contenido de fosforo en el acero de la invencion debe estar limitado a un maximo de 0,020% en peso, esto es, de 0-0,20% en peso.
El azufre (S) esta presente tambien como impureza en la materia prima usada para fabricar el acero de la invencion. El azufre forma en el acero inclusiones de sulfuros, que tienen un efecto negativo sobre la ductilidad y resistencia 10 del acero al impacto. Por lo tanto, el contenido de azufre en el acero de la invencion debe estar limitado a 0,02% en peso, esto es, de 0-0,020% en peso, mas preferiblemente a un maximo de 0,015% en peso.
El mquel (Ni) incrementa la resistencia del acero al impacto y, en consecuencia, es un elemento importante en el acero de la invencion destinado a la fabricacion de barras perforadoras. El mquel reduce ademas la temperatura Ms del acero e incrementa por ello la capacidad de endurecimiento. Para asegurar suficiente resistencia del acero al 15 impacto, el contenido de mquel debe ser por lo menos 1,60% en peso. Un contenido demasiado alto de mquel podna reducir demasiado la temperatura Ms y originar la formacion de austenita retenida en el acero. La austenita retenida podna originar tensiones de traccion en la fase martensftica y reducir por ello la resistencia del acero. Por lo tanto, el contenido de mquel en el acero de la invencion debe estar limitado a 2,0% en peso. El mquel es ademas un elemento costoso de la aleacion y, por esta razon, debe estar presente en las cantidades mas bajas posibles. 20 Preferiblemente, el contenido de mquel en el acero de la invencion es 1,70-1,90% en peso porque esta cantidad de mquel da un acero de coste eficaz con suficiente resistencia al impacto.
Tfpicamente el cobre (Cu) esta incluido en la chatarra metalica usada como materia prima. Se permite que el cobre este en cantidades de hasta 0,20% en peso, esto es, de 0-0,20% en peso.
Nitrogeno (N). El acero de la invencion contiene preferiblemente nitrogeno para asegurar que durante la 25 carburizacion se forman carbonitruros estables de vanadio. Preferiblemente la cantidad de nitrogeno es 0,005% en peso, mas preferiblemente 0,008% en peso. Si el acero contiene demasiado nitrogeno, los carbonitruros de vanadio se vuelven demasiado estables y pueden no disolverse durante el calentamiento a la temperatura de mecanizacion del acero en caliente. Por lo tanto, la cantidad maxima de nitrogeno es 0,012% en peso.
En condiciones de laminacion en caliente, el acero de la invencion tiene una estructura completamente bainftica, 30 esto es, una estructura de cementita (Fe3C) y ferrita (hierro a). “Laminacion en caliente” significa que el acero se ha producido por fundicion y despues se ha calentado a una temperatura de aproximadamente 1.200°C y sometido a laminacion en caliente, seguida de enfriamiento en aire.
En condiciones de endurecimiento en la superficie, el acero de la invencion tiene una zona superficial martensftica y una porcion central bainftica/martensftica.
35 Breve descripcion de los dibujos.
Figura 1: Dibujo esquematico de un componente perforador de rocas fabricado, que comprende el acero de la invencion.
Figura 2: Grafica que muestra los resultados de experimentos realizados en el acero de la invencion.
Figura 3: Tabla que muestra los resultados de ensayos realizados en el acero de la invencion.
40 Figuras 4 y 5: Dureza de la superficie y de la porcion central de muestras en un ensayo realizado en un acero de la invencion y en un acero comparativo.
Figuras 6 a 10: Diagramas producidos en simulaciones ThermoCalc® realizadas en un acero de la invencion y en un acero comparativo.
Descripcion de realizaciones
45 La figura 1 muestra esquematicamente un corte longitudinal de un componente perforador de acuerdo con una primera realizacion de la presente invencion. El componente perforador mostrado en la figura 1 es una barra perforadora MF (1), que comprende una porcion central (10) de la barra. El primer extremo de la barra central (10) comprende un conector macho (20) y el segundo extremo de la barra central comprende un conector hembra (30). El conector macho (20) esta provisto de una rosca externa (21) y el conector hembra esta provisto de una rosca 50 interna (31). Las dimensiones de los conectores macho y hembra y de las roscas (21, 31) son tales que el conector macho (20) de una primera barra MF puede ser recibido en el conector hembra (30) de una segunda barra MF. La barra MF comprende ademas un canal central (60), esto es, un taladro que se extiende por toda la barra MF. El canal tiene una abertura (61) en el centro del conector macho y una abertura (61) en el centro del conector hembra. Cuando esta funcionando, a traves del canal (60) circula un fluido de refrigeracion, como aire.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
En la figura 1, los conectores macho y hembra (20, 30) estan acoplados a la porcion de la barra central (10) mediante soldadura por frotamiento, que se indica por las lmeas de puntos (11). Sin embargo, la barra MF de la figura 1 tambien se puede fabricar de una sola pieza, esto es, los conectores macho y hembra (20, 30) se pueden formar forjando y roscando los extremos de la barra.
Los conectores (20, 30) se fabrican a partir del acero bainftico de acuerdo con la presente invencion. La barra central (10) se puede fabricar a partir de otro tipo de acero, por ejemplo, un acero al carbono convencional poco aleado. Sin embargo, la barra central tambien se puede fabricar a partir del acero baimtico de acuerdo con la presente invencion.
Los conectores (20, 30) estan endurecidos en su superficie y tienen una porcion central (40) y una zona superficial martensftica (50). La zona superficial martensftica tiene un espesor de 1-3 mm y se extiende desde la superficie del conector hacia su centro.
Aunque se ha descrito el componente perforador de la presente invencion en relacion a una barra MF, es evidente que tambien puede ser cualquier otro tipo de componente que este sometido a un desgaste repetido bajo altas temperaturas de trabajo, por ejemplo, una barra abocardada.
Preferiblemente, el componente perforador de la invencion se fabrica por un metodo que comprende las siguientes etapas.
En una primera etapa, se forma un componente perforador a partir de un acero baimtico de acuerdo con la invencion. Esto se consigue ftpicamente forjando y roscando un precursor del acero de la invencion en conectores macho y hembra (20, 30). El precursor es tfpicamente una porcion de una barra solida que ha sido fabricada a partir del acero de la invencion.
En una segunda etapa, los conectores se someten a endurecimiento en su superficie. Esto se consigue calentando los conectores en un horno a la temperatura de austenizacion, que en el acero de la invencion es mayor que 900°C. El horno puede ser de cualquier tipo, por ejemplo, un horno de foso. Para asegurar una austenizacion completa de los conectores y evitar efectos negativos, como aumento de los granos, los conectores se deben calentar a una temperatura entre 900 y 950°C, preferiblemente a 925°C.
La etapa de austenizacion de los conectores se realiza en una atmosfera rica en carbono para asegurar que el contenido de carbono se incrementa en la zona superficial de los conectores, efecto denominado carburizacion. Tfpicamente la atmosfera en el horno es una mezcla de los gases H2 y CO, por ejemplo, metano craqueado.
Los conectores se mantienen en el horno durante un penodo de tiempo de 3-6 horas. El tiempo rige la profundidad del endurecimiento en la superficie, esto es, el espesor de la zona superficial martensftica. Preferiblemente el penodo de tiempo es 5 horas para asegurar un espesor suficiente del endurecimiento de la superficie.
Cuando ha concluido el tiempo de calentamiento, los conectores, que ahora estan austenizados, se retiran del horno y se enfnan en el aire ambiente. Se puede emplear aire forzado de refrigeracion soplando aire sobre los conectores.
Durante el enfriamiento la superficie carburizada de los conectores austenizados se transforma en martensita y la porcion central de los conectores en una mezcla de bainita y martensita.
Despues se pueden someter los conectores a una etapa de temple para optimizar la dureza de la superficie martensftica. El temple se realiza a 200-300°C durante 1 hora.
Finalmente, los conectores se acoplan a una porcion de la barra central mediante soldadura por frotamiento. Ejemplos
A continuacion se describe el material de acero de la invencion mediante cuatro ejemplos no limitativos.
Ejemplo 1
El ejemplo 1 describe los resultados de ensayos en campo realizados con barras perforadoras endurecidas en su superficie fabricadas a partir del acero bainftico de la invencion.
En una primera etapa se calento el acero de la invencion. El calentamiento se produjo fundiendo chatarra metalica en un horno de arco electrico, refinando el acero fundido en un convertidor CLU y posteriormente conformando lingotes en moldes de 60 cm.
El acero de la invencion obtenido tema la siguiente composicion:
5
10
15
20
25
30
35
Tabla 1: Composicion qmmica del acero inventivo
C
Si Mn P S Cr Ni Mo V Cu N
0,19
0,87 0,72 0,004 0,009 1,15 1,66 0,70 0,20 0,13 0,009
A partir del acero inventivo se fabricaron barras. Algunas de las barras se forjaron formando conectores hembras roscados y otras se forjaron formando conectores machos roscados.
Los conectores machos y hembras se sometieron a endurecimiento de su superficie. En una primera etapa los conectores se carburizaron en un horno de foso a 925°C durante un penodo de tiempo de 5 horas. El horno contema una atmosfera de CO y H2.
Despues de cinco horas, los conectores se retiraron del horno y se enfriaron en aire. El endurecimiento de la superficie origino una capa martensftica que se extendfa desde la superficie de los conectores hacia la porcion central que tema una estructura bainftica/martensttica.
Los conectores se acoplaron despues al extremo de una barra de acero que tambien habfa sido fabricada a partir de material de acero de la invencion. Se acoplo un conector macho a un extremo de la barra y un conector hembra al otro extremo. Los conectores se acoplaron mediante soldadura por frotamiento.
Se realizaron despues ensayos en campo con las barras perforadoras fabricadas con el acero de la invencion en dos localizaciones diferentes (sitio A y sitio B). La perforacion se realizo con una barrena que tema un diametro de 115 mm y se uso un equipo Sandvik Dp 1500. La velocidad de perforacion fue aproximadamente 1 metro/minuto.
Tambien se usaron con fines comparativos barras perforadoras convencionales. Estas barras se fabricaron de acero tipo Sanbar 64.
Se usaron nueve barras de cada tipo (de la invencion y convencionales) en el sitio A y cuatro barras de cada tipo en el sitio B. Se usaron las barras perforadoras hasta que fallaron y la longitud total perforada con cada barra se anoto como “longitud perforada (dm)”. La tabla 2 muestra el resultado del ensayo como longitud media perforada (dm) por barra en el sitio A y en el sitio B.
Tabla 2: Resultados del ensayo de perforacion
Sitio
Barra convencional Barra inventiva
Sitio A
2.400 dm (valor medio) 3.200 dm (valor medio)
Sitio B
2.100 dm (valor medio) 3.100 dm (valor medio)
Como se puede ver en la tabla 2, las barras perforadoras del acero de la invencion tienen una duracion de funcionamiento considerablemente mayor que las barras de material convencional.
Ejemplo 2
En un segundo ejemplo, se determino la reduccion de la dureza de muestras de ensayo de un acero de la invencion bajo condiciones de laboratorio a diversas temperaturas de recalentamiento.
En una primera etapa, se calento el acero de la invencion. El calentamiento se produjo fundiendo chatarra metalica en un horno de arco electrico, refinando el acero fundido en un convertidor CLU y posteriormente formando lingotes en moldes de 60 cm.
El acero de la invencion obtenido tema la siguiente composicion:
Tabla 3: Composicion qmmica del acero inventivo
C
Si Mn P S Cr Ni Mo V Cu N
0,20
0,89 0,79 0,011 0,013 1,27 1,75 0,77 0,21 <0,01 0,008
Se conformaron los lingotes en barras y se cortaron las barras en cilindros de 5 cm de longitud, que se usaron como muestras.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
Despues se sometieron las muestras a un tratamiento simulado de endurecimiento. El tratamiento inclma calentar a la temperatura de austenizacion, mantener a la temperatura de austenizacion durante un tiempo predeterminado y enfriar despues en un bano de aceite que se habfa calentado a temperatura ambiente. Se sometieron despues las muestras endurecidas a recalentamiento para simular el calentamiento producido durante la perforacion. Despues del recalentamiento, se enfriaron las muestras en aire. Despues de enfriar las muestras recalentadas, se midio la dureza en la superficie, en el centro del radio y en el centro de cada muestra. La dureza se midio en grados Vickers (HV1).
Como referencia, se dejo una muestra de cada serie como muestra endurecida pero no recalentada.
Para cada temperatura de austenizacion se usaron doce muestras. Las temperaturas de austenizacion fueron: 800°C, tiempo de mantenimiento 1 hora; 880°C, tiempo de mantenimiento 1 hora; 925°C, tiempo de mantenimiento 20 minutos. Despues de enfriar en aceite, se recalentaron las muestras a las siguientes temperaturas: sin recalentamiento, 200°C, 300°C, 400°C, 500°C, 550°C, 580°C, 600°C, 650°C, 675°C y 700°C.
En la figura 2 se muestra graficamente el resultado de la medicion. La figura 2 es una grafica en la que se muestra el resultado para cada temperatura de austenizacion como valor medio de la dureza medida a cada temperatura de recalentamiento. Los valores espedficos de la medicion se muestran en la tabla 4 (vease la figura 3).
Hay que indicar que el experimento se realizo en muestras no carburizadas. Sin embargo, por la grafica de la figura 2 es evidente que la dureza de las tres series de diferentes muestras es casi constante en las muestras no recalentadas hasta 650°C. Se cree que la dureza constante se debe al efecto estabilizador del silicio sobre la fase martensttica a temperaturas bajas y a la precipitacion de carburos duros y estables de cromo, molibdeno y vanadio a temperaturas mas altas que compensa la transformacion de la martensita en cementita y ferrita. A 700°C, se forma un maximo secundario de dureza y despues la dureza cae bruscamente debido a coalescencia de los carburos de Cr, Mo y V en precipitaciones menos numerosas y mas gruesas. El crecimiento de los carburos de Cr, Mo y V origina ademas que la martensita remanente se disuelva en la cementita y ferrita y, por ello, disminuye aun mas la dureza.
Es evidente que una muestra carburizada del material de acero de la invencion, a todas las temperaturas de recalentamiento, podna ser mas dura que las muestras no carburizadas. Sin embargo, se cree que la dureza de una muestra carburizada podna exhibir una dureza esencialmente constante hasta aproximadamente 650°C.
Ejemplo 3
En un tercer ejemplo se comparo la dureza de la superficie y de la porcion central de muestras endurecidas y revenidas de una aleacion de acuerdo con la presente invencion y de una aleacion comparativa. El ensayo simula el efecto de revenido que se produce en barras perforadoras endurecidas en su superficie debido al calor que se desprende en los acoplamientos durante la perforacion. A efectos comparativos, se selecciono una aleacion similar a la descrita en el documento WO 97/27022. El documento WO 97/022 describe una aleacion que se optimiza mediante soldadura por frotamiento y que se detalla brevemente en la seccion “Antecedentes de la invencion” de la presente solicitud.
En la siguiente tabla 5 se muestra la composicion qmmica de la aleacion de la invencion y de la aleacion comparativa. “Comp. 0,09V” es la aleacion comparativa e “Inv. 0,22V” es la aleacion de la invencion.
Tabla 5: Composicion qmmica de las aleaciones del ensayo
%C %Si %Mn %P %S %Cr %Ni %Mo %V %Cu %N
Comp. 0,09V
0,19 0,89 0,30 0,005 0,002 1,25 1,79 0,75 0,09 0,020 0,002
Inv. 0,22V
0,20 0,89 0,70 0,060 0,027 1,20 1,84 0,70 0,22 0,13 0,009
Se calento 1 kg de la aleacion comparativa por metodos convencionales que incluyen: fusion de chatarra metalica en un horno de induccion, refino y fundicion. La pieza fundida se precalento en un horno a 700°C durante aproximadamente 30 minutos y despues se lamino en caliente a 1.200°C formando una pieza cuadrada que tema las dimensiones de 13 mm. Despues la pieza se enfrio lentamente en aire y se corto en muestras de 13x13 mm.
Se calento 75 toneladas del acero de la invencion mediante metodos convencionales usados en la produccion, que incluyen: fusion en un horno EA, tratamiento AoD, afino en cuchara, fundicion continua y laminacion en caliente. La pieza fundida obtenida del material de la invencion se lamino en caliente formando una barra que tema un diametro de 40 mm.
Las barras del material de la invencion se cortaron en muestras de dimensiones 40x130 mm.
Posteriormente las muestras se carburizaron y endurecieron mediante enfriamiento por aire forzado. La carburizacion de las muestras se realizo de acuerdo con el siguiente programa en una atmosfera de
5
10
15
20
25
30
35
40
propano/nitrogeno/metanol. En la etapa 1, se calentaron las muestras durante un penodo de 150 minutos a la temperatura del proceso (925°C) y despues se mantuvieron a esta temperatura durante 435 minutos.
Tabla 6: Programa de carburizacion
Etapa 1 Etapa 2 Etapa 3
Potencial de carbono (Cp)
0,80 0,60 0,40
Tiempo (minutos)
150 0 0
Tiempo de mantenimiento (minutos)
435 100 180
Despues, se sometieron las muestras endurecidas a revenido a diferentes temperaturas. Antes del revenido, se pintaron las muestras con No-Carb® para evitar la descarburizacion. La siguiente tabla 7 muestra la temperatura de revenido para cada muestra. Se dejo sin revenido una muestra de cada aleacion. Cada una de las muestras restantes se sometio a revenido durante 30 minutos.
Tabla 7: Temperaturas de revenido
Muestra
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10
Temperatura (°C)
Sin revenido 150 180 200 250 300 400 500 600 700
Despues del revenido, se midio la dureza de la superficie y de la porcion central de cada muestra. La dureza de la superficie se midio en HRC y la dureza de la porcion central con un medidor Vickers (HV30). En la figura 4 se muestra la dureza de la superficie de las diversas muestras. En la figura 5 se muestra la dureza de la porcion central de las muestras.
Por la figura 4 se puede concluir que las muestras sin revenido de la aleacion de la invencion y de la aleacion comparativa tienen una dureza similar de la superficie. Esto es debido a que la estructura en la superficie de las respectivas muestras sin revenido consiste esencialmente en martensita. La dureza de las muestras con revenido disminuye cuando se incrementa la temperatura de revenido. Sin embargo, por las graficas de la figura 4 se ve claramente que la dureza de la superficie de la aleacion de la invencion es mayor que la dureza de la superficie de la aleacion comparativa para todas las temperaturas de revenido hasta 600°C. Esto es, la aleacion de la invencion tiene una resistencia al revenido mayor que la aleacion comparativa.
Sorprendentemente, cuando se incrementa la temperatura de revenido, la dureza de la superficie de la aleacion de la invencion se mantiene mucho mas estable que la dureza de la superficie de la aleacion comparativa. Como se puede ver en la figura 4, la dureza de la superficie de la aleacion de la invencion es esencialmente constante a 57 HRC hasta 200°C donde cae a 55 HRC y despues se mantiene esencialmente constante hasta 300 C. Por otro lado, la dureza de la superficie de la aleacion comparativa cae continuamente en todo el intervalo de la temperatura.
A temperaturas mayores, se incrementa la velocidad de disolucion de la martensita y el carburo de vanadio se aglomera formando partfculas mas gruesas, lo cual origina una disminucion de la dureza de la superficie. A 700°C los carburos de vanadio se vuelven inestables y la dureza de la superficie de las muestras de la invencion y de las muestras comparativas cae rapidamente.
Por la figura 5 se puede concluir que la dureza de la porcion central de las muestras de la invencion es ligeramente menor que la de las muestras comparativas. La razon principal de la dureza relativamente baja de la porcion central de la aleacion de la invencion es que la elevada cantidad de vanadio junto con el contenido seleccionado de nitrogeno produce, durante la etapa de carburizacion de las muestras, carbonitruros estables de vanadio. La pequena cantidad de carbonitruros de vanadio evita el crecimiento de granos durante la etapa de carburizacion e incrementa la resistencia de la porcion central al impacto. Los granos pequenos disminuyen tambien la capacidad de endurecimiento de la aleacion por lo que aseguran que la porcion central, despues del endurecimiento, consiste sustancialmente en bainita, que es menos dura pero mas resistente que la martensita.
Conclusion
Los resultados del tercer ejemplo muestran una mejor resistencia al revenido en la aleacion de la invencion que en la aleacion comparativa. La dureza de la superficie de la aleacion de la invencion es mas estable que la del material comparativo.
En la perforacion de rocas, la capacidad de tener una dureza estable de la superficie es crucial para la resistencia al desgaste. Un material que conserve la dureza de su superficie, incluso aunque se incremente la temperatura durante
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
la perforacion, resistira mejor al desgaste porque la resistencia al desgaste esta en relacion directa con la dureza. La relacion entre la dureza de la superficie y la dureza de la porcion central es tambien un factor importante para los filetes de rosca usados en barras perforadoras. La relacion deseada es una superficie dura para una mejor resistencia al desgaste junto con una porcion central resistente para una mejor resistencia al impacto. Tambien, una diferencia mayor entre la dureza de la superficie y la de la porcion central origina mas tensiones residuales de compresion., lo cual incrementa la longevidad a la fatiga. Con estas consideraciones, la aleacion de la invencion con un contenido alto de vanadio es mas ventajosa que el material comparativo que tiene un contenido bajo de vanadio y proporciona una dureza mayor de la superficie junto con una porcion central mas resistente, que es lo contrario en el material comparativo.
Ejemplo 4
En un cuarto ejemplo, se realizaron simulaciones en el programa ThermoCalc® 3.0 y en la base de datos TCFE7. La finalidad de las simulaciones fue confirmar los resultados de las mediciones de la dureza de la porcion central en las muestras comparativas y de la invencion del tercer ejemplo. Otra finalidad fue confirmar que se consiguen los buenos resultados de dureza de la porcion central de las muestras de la invencion en un intervalo preferido de contenido de nitrogeno y vanadio de la aleacion de la invencion.
Las simulaciones muestran la estabilidad de los carbonitruros de vanadio a diversas temperaturas en las aleaciones comparativas y de la invencion. Como se describira a continuacion, la presencia de carbonitruros de vanadio a la temperatura de carburizacion o a la temperatura de mecanizacion en caliente tienen un efecto significativo sobre la estructura metalografica de la porcion central del componente final.
La figura 6 muestra un diagrama producido en una primera simulacion ThermoCalc® de la estabilidad de carbonitruros de vanadio que se forman en una aleacion de la invencion que tiene un contenido de vanadio de 0,2% en peso y un contenido de nitrogeno de 0,005% en peso. La composicion global de la aleacion en la simulacion es:
C 0,019; Si 0,9; Mo 0,75; Cr 1,2; V 0,20; Ni 1,8; Mn 0,78; N 0,005
La figura 6 muestra la cantidad (en moles) de diversas fases precipitadas que existen en el sistema de la aleacion a diferentes temperaturas. El eje Y muestra la cantidad de fases precipitadas y el eje X muestra la temperatura. La curva 1 muestra la cantidad (en moles) de carbonitruros de vanadio que existe en el sistema de la aleacion a diversas temperaturas. Las otras curvas muestran en el diagrama otras fases que estan presentes en el sistema de la aleacion de la invencion. Estas fases no se discutiran mas.
Cuando se sigue la curva 1 en la figura 6, se puede ver que se incrementa la precipitacion de carbonitruros de vanadio cuando se incrementa la temperatura en el intervalo de 700-800°C. Por encima de 800°C cesa la precipitacion de carbonitruros de vanadio y los carbonitruros de vanadio precipitados empiezan a disolverse debido a equilibrios en el sistema de la aleacion. En consecuencia, en el sistema de la aleacion, a altas temperaturas, pueden existir menos carbonitruros de vanadio. Por lo tanto, disminuye la cantidad de carbonitruros cuando se incrementa la temperatura. En el sistema de la aleacion de la figura 6 se puede ver que existe una cantidad relativamente alta de carbonitruros de vanadio en el intervalo de 900-1.000°C. El diagrama muestra ademas que los carbonitruros de vanadio estan completamente disueltos a aproximadamente 1.100°C.
La distribucion antes mencionada de carbonitruros de vanadio debe asegurar buenas propiedades de la porcion central en un componente fabricado a partir de la aleacion de la invencion por las siguientes razones:
En primer lugar, en la produccion de componentes para la perforacion de rocas, los componentes se carburizan y endurecen a 930°C. A esta temperatura, los granos de cristales presentes en el acero tienden a aglomerarse formando pocos y grandes granos.
En general, el tamano de los granos de un acero influye en la capacidad de endurecimiento del acero en el sentido de que la capacidad de endurecimiento del acero se incrementa cuando se incrementa el tamano de los granos. Por lo tanto, despues del endurecimiento, un acero con granos de tamano pequeno tendra una estructura predominantemente baimtica mientras que un acero con granos grandes tendra una estructura martensftica.
La presencia de la cantidad relativamente grande de carbonitruros de vanadio a 930°C en la figura 6 debe evitar eficazmente el crecimiento de los granos en el acero de la invencion por bloquear que se aglomeren los granos cristalinos de la aleacion. Esto originana, a su vez, granos pequenos en el acero de la invencion y una estructura predominantemente bainftica en la porcion central de un componente endurecido fabricado a partir del acero. Esto es importante para la resistencia y la resistencia al impacto de la porcion central asf como para su estabilidad estructural a temperaturas altas.
En segundo lugar, por la figura 6 se puede concluir que todos los carbonitruros de vanadio se disuelven a aproximadamente 1.100°C. Esto es por supuesto importante para la capacidad de endurecimiento del acero. Sin embargo, mas importante es la ausencia del efecto negativo que los carbonitruros de vanadio remanentes despues del endurecimiento puedan tener sobre el tamano de los granos durante el endurecimiento del acero. En la etapa de endurecimiento, los carbonitruros remanentes de vanadio pueden aglomerarse formando pocas y muy grandes
5
10
15
20
25
30
35
40
partfculas. Estas partfculas pueden tener un efecto pequeno en evitar el crecimiento de los granos durante la carburizacion/endurecimiento y el resultado sena un componente con una porcion central de estructura principalmente martensftica que tiene tenacidad baja y, por lo tanto, pobre resistencia al impacto.
La figura 7 muestra un diagrama producido en una segunda simulacion ThermoCalc® de la estabilidad de carbonitruros que se forman en una aleacion de la invencion con un contenido de vanadio de 0,2% en peso y un contenido de nitrogeno de 0,012% en peso. Esta simulacion confirma las conclusiones de la primera simulacion. Por lo tanto, esta simulacion muestra tambien que existe en la aleacion una cantidad suficiente de carbonitruros de vanadio en el intervalo de la temperatura de 900-1.000°C que asegura una estructura baimtica en la porcion central de la aleacion despues del endurecimiento. Por el diagrama tambien se puede concluir que los carbonitruros de vanadio estan completamente disueltos a aproximadamente 1.130°C.
Se puede indicar que el mayor contenido de nitrogeno en la aleacion de la segunda simulacion origina la precipitacion de mas carbonitruros de vanadio a 930°C en comparacion con la primera simulacion. Esto es por supuesto positivo para asegurar la estructura bainftica de la porcion central.
La figura 8 muestra un diagrama producido en una tercera simulacion ThermoCalc® de la estabilidad de carbonitruros de vanadio que se forman en una aleacion de la invencion con un contenido de vanadio de 0,3% en peso y un contenido de nitrogeno de 0,005% en peso. La aleacion simulada tema la siguiente composicion:
C 0,019; Si 0,9; Mo 0,75; Cr 1,2; V 0,1; Ni 1,8; Mn 0,78; N 0,005
Esta simulacion muestra tambien que a 900-1.000°C precipita una cantidad suficiente de carbonitruros de vanadio y que todos los carbonitruros de vanadio se han disuelto a una temperatura de 1.120°C.
En comparacion con la primera y segunda simulacion, en la tercera simulacion precipitan mas carbonitruros de vanadio. La razon de esto es el mayor contenido de vanadio en esta aleacion.
La figura 9 muestra un diagrama producido en una cuarta simulacion ThermoCalc® de la estabilidad de carbonitruros de vanadio que se forman en una aleacion de la invencion con un contenido de vanadio de 0,3% en peso y un contenido de nitrogeno de 0,012% en peso. La aleacion simulada tema la siguiente composicion:
C 0,019; Si 0,9; Mo 0,75; Cr 1,2; V 0,1; Ni 1,8; Mn 0,78; N 0,005
Esta simulacion muestra tambien que existe una cantidad suficiente de carbonitruros de vanadio en el intervalo de la temperatura de 900-1.000®C y que todos los carbonitruros de vanadio se han disuelto a una temperatura por debajo de 1.200°C.
La figura 10 muestra un diagrama producido en una quinta simulacion ThermoCalc® de la estabilidad de carbonitruros de vanadio que se forman en una aleacion comparativa con un contenido bajo de vanadio (0,1% en peso) y un contenido de nitrogeno de 0,005% en peso. La aleacion simulada es similar a la aleacion usada en el ejemplo 3 y tiene la siguiente composicion:
C 0,019; Si 0,9; Mo 0,75; Cr 1,2; V 0,1; Ni 1,8; Mn 0,78; N 0,005
Por la curva 1 de la figura 10 se puede concluir que en esta aleacion existe una cantidad muy pequena de carbonitruros de vanadio en el intervalo de la temperatura de 900-1.000®C. En esta aleacion la cantidad de carbonitruros de vanadio es demasiado pequena para evitar el crecimiento de granos durante la carburizacion, lo cual a su vez origina una mayor capacidad de endurecimiento y formacion de martensita en la porcion central de un componente endurecido fabricado a partir de esta aleacion. Por lo tanto, esta simulacion confirma las mediciones que se hicieron en la dureza de la porcion central de la aleacion comparativa del ejemplo 3.
Resumiendo, por las cinco simulaciones ThermoCalc y los resultados del experimento ffsico 3 se puede concluir que en la aleacion de la invencion se consigue un equilibrio optimo de la dureza de la superficie y de la dureza de la porcion central. El equilibrio optimo de la dureza de la superficie y de la dureza de la porcion central hace que la aleacion de la invencion sea muy adecuada para uso en componentes de perforacion de rocas.

Claims (15)

  1. 5
    10
    15
    20
    25
    30
    35
    40
    REIVINDICACIONES
    1. Acero bainftico que comprende, en % en peso (%p):
    C
    0,16-0,23
    Si
    0,8-1,0
    Mo
    0,67-0,9
    Cr
    1,10-1,30
    V
    0,18-0,4
    Ni
    1,60-2,0
    Mn
    0,65-0,9
    P
    <0,020
    S
    <0,02
    Cu
    <0,20
    N
    0,005-0,012 %p
    siendo el resto Fe e impurezas inevitables.
  2. 2. El acero baimtico de acuerdo con la reivindicacion 1, en el que la cantidad de Si es 0,85-0,95% en peso.
  3. 3. El acero bainftico de acuerdo con la reivindicacion 1 o 2, en el que la cantidad de Mo es 0,70-0,80% en peso.
  4. 4. El acero baimtico de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-3, en el que la cantidad de Cr es 1,201,25% en peso.
  5. 5. El acero bainftico de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-4, en el que la cantidad de V es 0,20-0,30% en peso, preferiblemente 0,2-0,25% en peso.
  6. 6. El acero baimtico de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-5, en el que la cantidad de N es 0,0080,012% en peso.
  7. 7. Un componente para perforar rocas (10, 20, 30) que comprende un acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-6.
  8. 8. El componente de acuerdo con la reivindicacion 7, en el que el componente es un conector roscado macho o hembra (20, 30) para una barra perforadora (10).
  9. 9. El componente de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 7 u 8, en el que el componente es una barra perforadora (10) que comprende un conector roscado macho y un conector roscado hembra (20, 30).
  10. 10. Metodo para fabricar un componente para perforar rocas (10, 20, 30), que comprende las etapas de:
    - (a) formar un componente (10, 20, 30) para perforar rocas de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 7-9 en un acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-6;
    - (b) calentar el citado componente (10, 20, 30) a la temperatura de austenizacion;
    - (c) mantener el citado componente (10, 20, 30) a la temperatura de austenizacion en una atmosfera que contiene carbono durante un tiempo predeterminado;
    - (d) enfriar el citado componente.
  11. 11. El metodo de acuerdo con la reivindicacion 10, en el que el componente se calienta a una temperatura de 900- 1.000°C-
  12. 12. El metodo de acuerdo con la reivindicacion 10 u 11, en el que el componente se calienta en una atmosfera de CO y H2.
  13. 13. El metodo de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 10-12, en el que el componente se calienta durante 3-6 horas.
  14. 14. El metodo de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 10-13, en el que el componente se enfna en aire.
  15. 15. Uso de un acero baimtico de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-6, en conectores endurecidos en su superficie para barras perforadoras durante perforacion con martillo superior enfriado por aire por encima del terreno.
ES13811174.5T 2012-12-20 2013-12-16 Acero bainítico para componente perforador de rocas Active ES2613684T3 (es)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP12198569 2012-12-20
EP12198569.1A EP2746419A1 (en) 2012-12-20 2012-12-20 Bainitic steel for rock drilling component
PCT/EP2013/076740 WO2014095747A1 (en) 2012-12-20 2013-12-16 Bainitic steel for rock drilling component

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2613684T3 true ES2613684T3 (es) 2017-05-25

Family

ID=47559174

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES13811174.5T Active ES2613684T3 (es) 2012-12-20 2013-12-16 Acero bainítico para componente perforador de rocas

Country Status (17)

Country Link
US (2) US20150344997A1 (es)
EP (2) EP2746419A1 (es)
JP (1) JP5937279B2 (es)
KR (1) KR102021002B1 (es)
CN (1) CN104870677B (es)
AU (1) AU2013363743B2 (es)
BR (1) BR112015014607B1 (es)
CA (1) CA2893669C (es)
CL (1) CL2015001782A1 (es)
ES (1) ES2613684T3 (es)
MX (1) MX345499B (es)
PE (1) PE20151034A1 (es)
PL (1) PL2935639T3 (es)
PT (1) PT2935639T (es)
RU (1) RU2669665C2 (es)
WO (1) WO2014095747A1 (es)
ZA (1) ZA201504148B (es)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20160048629A (ko) * 2014-10-23 2016-05-04 이화다이아몬드공업 주식회사 천공용 드릴 비트 및 그 제조 방법
CN106480279B (zh) * 2016-12-28 2018-01-02 长春实越节能材料有限公司 一种提高高氮钢石油钻铤表面耐腐蚀耐磨损的方法
DE102020107194A1 (de) * 2020-03-16 2021-09-16 Ejot Gmbh & Co. Kg Verfahren zur Herstellung einer Schraube und Schraube
BR112022022553A2 (pt) * 2020-05-06 2022-12-13 Alleima Rock Drill Steel Ab Um novo aço bainítico
CN112322981B (zh) * 2020-11-06 2022-03-15 首钢贵阳特殊钢有限责任公司 一种凿岩用h22及h25钎杆中空钢
CN112695245B (zh) * 2020-12-03 2022-06-03 兰州兰石集团有限公司铸锻分公司 极寒地带钻机用低温钢及其热处理工艺

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59229412A (ja) * 1983-06-08 1984-12-22 Kawasaki Steel Corp 極厚調質鋼の熱処理方法
US5731045A (en) 1996-01-26 1998-03-24 Southwest Research Institute Application of diamond-like carbon coatings to cobalt-cemented tungsten carbide components
CA2135255C (en) * 1994-05-26 2000-05-16 William E. Heitmann Cold deformable, high strength, hot rolled bar and method for producing same
GB2297094B (en) * 1995-01-20 1998-09-23 British Steel Plc Improvements in and relating to Carbide-Free Bainitic Steels
JPH09170047A (ja) * 1995-12-16 1997-06-30 Daido Steel Co Ltd 高強度−高靱性ベイナイト型非調質鋼及びその製造方法
SE506178C2 (sv) * 1996-01-22 1997-11-17 Sandvik Ab Friktionssvetsad produkt för bergborrning samt förfarande för tillverkning av produkten
SE507440C2 (sv) * 1996-06-20 1998-06-08 Sandvik Ab Friktionssvetsad borrstång samt förfarande för tillverkning av borrstången
SE507439C2 (sv) * 1996-06-24 1998-06-08 Sandvik Ab Friktionssvetsad borrstång samt förfarande för tillverkning av borrstången
US5988301A (en) * 1997-06-20 1999-11-23 Sandvik Ab Drill rod and method for its manufacture
JP2000017391A (ja) * 1998-07-01 2000-01-18 Nippon Steel Corp 耐ころがり疲労損傷性および電気伝導性に優れたベイナイト系レール
FR2838138B1 (fr) * 2002-04-03 2005-04-22 Usinor Acier pour la fabrication de moules d'injection de matiere plastique ou pour la fabrication de pieces pour le travail des metaux
JP4386364B2 (ja) * 2005-07-07 2009-12-16 株式会社日立製作所 蒸気タービン用配管とその製造法及びそれを用いた蒸気タービン用主蒸気配管と再熱配管並びに蒸気タービン発電プラント
KR100836699B1 (ko) * 2005-10-27 2008-06-10 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 금형용 강
CN201301670Y (zh) * 2008-04-23 2009-09-02 长年Tm公司 双钢冲击钻杆
JP2011074427A (ja) * 2009-09-29 2011-04-14 Daido Steel Co Ltd 掘削用中空鋼ロッド
JP5523373B2 (ja) * 2011-02-18 2014-06-18 三菱マテリアル株式会社 掘削用中空鋼ロッドとその製造方法
CN102191435A (zh) * 2011-04-28 2011-09-21 湖北嘉裕管业股份有限公司 无碳化物贝氏体钢重型钎杆

Also Published As

Publication number Publication date
CA2893669A1 (en) 2014-06-26
CL2015001782A1 (es) 2016-02-05
EP2935639B1 (en) 2016-11-16
BR112015014607B1 (pt) 2019-09-03
ZA201504148B (en) 2021-09-29
CN104870677B (zh) 2016-09-21
EP2746419A1 (en) 2014-06-25
RU2015129500A (ru) 2017-01-24
PL2935639T3 (pl) 2017-05-31
JP5937279B2 (ja) 2016-06-22
EP2935639A1 (en) 2015-10-28
PE20151034A1 (es) 2015-07-15
KR20150097771A (ko) 2015-08-26
AU2013363743A1 (en) 2015-08-06
WO2014095747A1 (en) 2014-06-26
PT2935639T (pt) 2017-02-21
RU2669665C2 (ru) 2018-10-12
MX345499B (es) 2017-02-02
US20180105905A1 (en) 2018-04-19
AU2013363743B2 (en) 2016-02-04
CA2893669C (en) 2020-11-03
MX2015007969A (es) 2015-10-22
JP2016506451A (ja) 2016-03-03
KR102021002B1 (ko) 2019-09-11
US20150344997A1 (en) 2015-12-03
CN104870677A (zh) 2015-08-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2613684T3 (es) Acero bainítico para componente perforador de rocas
ES2734993T3 (es) Material de acero de alta resistencia para el uso en pozos de petróleo, y tuberías de pozos de petróleo
CN107177797B (zh) 油气田用130ksi、135ksi级别耐蚀钻具钢及其制造方法
ES2765412T3 (es) Tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación
CN102534383B (zh) 高韧性海洋工程用钢板及其制造方法
CN104264060B (zh) 一种高冲击韧性、高热稳定性热挤压模具钢及其制备方法
ES2790637T3 (es) Acero inoxidable martensítico
BR102013008724A2 (pt) Método de produção de um tubo de aço, método de produção de um tubo de aço para uso como uma haste de perfuração para sistemas de linhas de cabos, tubo de aço, haste de perfuração, método de uso do tubo de aço, sistemas de perfuração de núcleo de linhas de cabos usado em exploração de mineração e geológica
CN105002425A (zh) 超高强度超高韧性石油套管用钢、石油套管及其制造方法
CN102719752B (zh) 一种耐硫化氢应力腐蚀性能优良的无缝钢管及其制造方法
CN101586450A (zh) 具有高强度和高韧性石油套管及其制造方法
CN105177434A (zh) 125ksi钢级耐硫化氢应力腐蚀油井管的制造方法
CN102747290A (zh) 一种经济型耐磨钢管及其制造方法
ES2778042T3 (es) Aleación de acero y componente que comprende tal aleación de acero
CN109266967A (zh) 一种超低压缩比超厚调质水电钢板及其生产方法
CN103215519A (zh) 一种火电超超临界机组用主蒸汽管道
ES2860953T3 (es) Acero microaleado para conformado en caliente de piezas de alta resistencia y alto límite elástico
CN103572176A (zh) 一种低碳马氏体钢及其制备吊环的方法
CN110656287B (zh) 一种高强度钻杆用无缝钢管及其制造方法
ES2769257T3 (es) Acero endurecible por envejecimiento, y método para fabricar componentes que incluyen acero endurecible por envejecimiento
CN102796941B (zh) 圆锥制砂机专用合金调质铸铁及制作方法
CN107630165B (zh) 一种nm600高强度耐磨管及其制作工艺
CN114941104A (zh) 超高强度30CrNi2MoV锻制钻具材料及热处理工艺
JP2018104750A (ja) 球状黒鉛鋳鉄管、および、球状黒鉛鋳鉄管の製造方法
JP2008013840A (ja) 耐衝撃ヘッド