ES2765412T3

ES2765412T3 - Tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación

Info

Publication number: ES2765412T3
Application number: ES15824689T
Authority: ES
Inventors: Keiichi Kondo; Yuji Arai
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-07-25
Filing date: 2015-07-21
Publication date: 2020-06-09
Anticipated expiration: 2035-07-21
Also published as: BR112017001430A2; US10563793B2; AU2015291875B2; EP3173501A1; EP3173501A4; CA2955170C; US20170219131A1; JP6369547B2; RU2656900C1; AU2015291875A1; CN106574336A; WO2016013205A1; BR112017001430B1; MX2017001054A; AR101200A1; CN106574336B; CA2955170A1; EP3173501B1; JPWO2016013205A1

Abstract

Una tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación que comprende una composición química que consiste en: en % en masa, C: más de un 0,35 a un 0,65 %; Si: un 0,05 a un 0,50%; Mn: un 0,10 a un 1,00 %; Cr: un 0,40 a un 1,50 %; Mo: un 0,50 a un 2,00 %; V: un 0,05 a un 0,25 %; Nb: un 0,01 a un 0,04 %; sol.Al: un 0,005 a un 0,10 %; N: un 0,007% o menos; Ti: un 0 a un 0,012 %; Ca: un 0 a un 0,005 %; y un balance que es Fe e impurezas, incluyendo las impurezas: P: un 0,020 % o menos; S: un 0,002 % o menos; O: un 0,006 % o menos; Ni: un 0,10 % o menos; Cu: un 0,03 % o menos; y B: un 0,0005% o menos, en la que en una microestructura, un número de partículas de cementita gruesa CN, cada una de las cuales tiene un diámetro circular equivalente de 200 nm o más, es de 200 partículas/100 μm2 o más, según se mide con el procedimiento descrito en la descripción y un límite de elasticidad es de 827 MPa o más, medido con el procedimiento descrito en la descripción, y en el que la microestructura está formada por martensita revenida y austenita retenida de un 0 a menos de un 2 % en términos de una fracción de volumen, la fracción de volumen de la austenita retenida se mide con el procedimiento descrito en la descripción, y el n.º de tamaño de grano basado en ASTM E112 de los granos de austenita previa en la microestructura usando un material de acero después de que se desactive y antes de que se revenga, o usando un material de acero revenido, es de 9,0 o más.

Description

DESCRIPCIÓN

Tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación

Campo técnico

La presente invención se refiere a una tubería de acero, más específicamente a una tubería de acero de pozo de petróleo.

Técnica anterior

Los desarrollos en pozos profundos de pozos de petróleo y gas (los pozos de petróleo y de gas se denominan conjuntamente simplemente "pozos de petróleo", a continuación en el presente documento) requieren una alta resistencia de las tuberías de acero para pozos de petróleo. Convencionalmente, se han usado ampliamente tuberías de acero de pozos de petróleo de grado 80 ksi (límite elástico de 80 a 95 ksi, es decir, 551 a 654 MPa) y de grado 95 ksi (límite elástico de 95 a 110 ksi, es decir, 654 a 758 MPa). Sin embargo, recientemente se han empezado a usar tuberías de acero de pozos de petróleo de grado 110 ksi (límite elástico de 110 a 125 ksi, es decir, 758 a 862 MPa).

La mayoría de los pozos profundos contienen sulfuro de hidrógeno que tiene corrosividad. De ahí que se requiera que las tuberías de acero de pozos de petróleo para su uso en pozos profundos tengan no solo una alta resistencia sino también una resistencia al agrietamiento por estrés por sulfuro (denominada resistencia SSC, a continuación en el presente documento). En general, la susceptibilidad al SSC se incrementa junto con el incremento de la resistencia de un material de acero.

Las tuberías de acero de grado 110 ksi o menos vendidas como tuberías de acero de pozos de petróleo resistentes a la acidez (OCTG de servicio agrio) normalmente tienen una resistencia SSC garantizada. La resistencia SSC garantizada indica en el presente documento el rendimiento de durabilidad en el entorno de H2S a 1 atm en una evaluación en un procedimiento de prueba especificado por NACE. A continuación en el presente documento, el entorno de H2S a 1 atm se conoce como una condición estándar.

Mientras tanto, una resistencia SSC garantizada para tuberías de acero de pozos de petróleo de grado 125 ksi (límite elástico de 862 a 965 MPa) es menor que la resistencia SSC anterior. En estas tuberías de pozos de petróleo, solo la resistencia SSC en un ambiente en el que la presión parcial de H2S es mucho más pequeña que en la condición estándar está garantizada en muchos casos. Esto significa que, una vez que el límite inferior del límite de elasticidad llega a ser de más de 110 ksi (758 MPa), de repente se vuelve difícil garantizar una excelente resistencia SSC.

En este contexto, existe la necesidad de tuberías de acero de pozos de petróleo resistentes a la acidez que garanticen la resistencia SSC en el entorno de H2S a 1 atm, y tengan un límite de elasticidad lo más grande posible. En este caso, incluso si el límite inferior del límite de elasticidad no alcanza los 125 ksi (862 MPa), se requiere que el límite inferior del límite de elasticidad sea lo más grande posible.

Las técnicas para potenciar la resistencia SSC de las tuberías de acero de pozos de petróleo se describen en la publicación de solicitud de patente japonesa n.° 62-253720 (Literatura de patente 1), la publicación de solicitud de patente japonesa n.° 59-232220 (Literatura de patente 2), la publicación de solicitud de patente japonesa n.° 6 322478 (Literatura de patente 3), la publicación de solicitud de patente japonesa n.° 8-311551 (Literatura de patente 4), la publicación de solicitud de patente japonesa n.° 2000-256783 (Literatura de patente 5), la publicación de solicitud de patente japonesa n.° 2000-297344 (Literatura de patente 6), la publicación de solicitud de patente japonesa n.° 2005-350754 (Literatura de patente 7), la publicación nacional de solicitud de patente internacional n.° 2012-519238 (Literatura de patente 8), la publicación de solicitud de patente japonesa n.° 2012-26030 (Literatura de patente 9) y la publicación de solicitud internacional n.° WO2010/150915 (literatura de patente 10). Otros aceros y tuberías de acero se divulgan en los documentos CA2888154 (A1) (Literatura de patente 11), US2012204994 (A1) (Literatura de patente 12) y CA2849287 (A1) (Literatura de patente 13).

La literatura de patente 1 propone un procedimiento de potenciación de la resistencia SSC de una tubería de acero de pozos de petróleo mediante la reducción de impurezas tales como Mn y P. La literatura de patente 2 propone un procedimiento de potenciación de la resistencia SSC del acero mediante una desactivación rápida dos veces para refinar los granos.

La literatura de patente 3 propone un procedimiento de potenciación de la resistencia SSC de un material de acero de grado 125 ksi refinando la microestructura del acero a través de un tratamiento térmico de inducción. La literatura de patente 4 propone un procedimiento de potenciación de la resistencia SSC de una tubería de acero de grado 110 ksi a grado 140 ksi mediante la potenciación de la templabilidad del acero a través de un procedimiento de desactivación directa e incrementando la temperatura de revenido.

Cada una de la literatura de patente 5 y literatura de patente 6 propone un procedimiento de potenciación de la resistencia SSC de una tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de grado 110 ksi a grado 140 ksi mediante el control de la morfología del carburo. La literatura de patente 7 propone un procedimiento de potenciación de la resistencia SSC de una tubería de acero de pozo de petróleo de grado 125 ksi (862 MPa) o más mediante el control de una densidad de dislocación y un coeficiente de difusión de hidrógeno para obtener los valores deseados. La literatura de patente 8 propone un procedimiento de potenciación de la resistencia SSC del acero de grado 125 ksi (862 MPa) mediante desactivación del acero de baja aleación que contiene C de un 0,3 a un 0,5 % varias veces. La literatura de patente 9 propone un procedimiento de empleo de una etapa de revenido de dos fases para controlar la morfología del carburo y el número de partículas de carburo. Más específicamente, en la literatura de patente 9, la resistencia SSC del acero de grado 125 ksi (862 MPa) se potencia mediante supresión de la densidad numérica de partículas grandes de M3C o partículas de M2C. La literatura de patente 10 propone un procedimiento de tratamiento tanto de una alta resistencia como de la resistencia SSC mediante el control de la cantidad de Mo disuelto, un tamaño de grano de la austenita previa y la cantidad de precipitado M2C para que sean los valores deseados.

La literatura de patente 11 divulga un acero de baja aleación para tuberías de pozos de petróleo, que tiene un límite elástico de 862 MPa (125 ksi) o más y una excelente resistencia al agrietamiento por estrés por sulfuro (resistencia SSC). El acero de baja aleación para tuberías de pozos de petróleo de acuerdo con la presente invención tiene una composición química que comprende, en % en masa, de un 0,56 a un 1,00 % de C, un 0,05 a un 0,50 % de Si, un 0,05 a un 1,00 % de Mn, un 0,025 % o menos de P, un 0,010 % o menos de S, un 0,005 a un 0,100 % de Al, un 0,40 a un 1,00 % de Mo, un 0,07 a un 0,30 % de V, un 0,010 % o menos de O, un 0,0300 % o menos de N y un resto compuesto por Fe e impurezas, tiene un límite elástico de 862 MPa o más, y un ancho medio de una cara de cristal [211] de 0,50° o menos según lo determinado por difracción de rayos X.

La literatura de patente 12 divulga aceros al carbono y procedimientos para fabricar tuberías de paredes gruesas (espesor de pared mayor o igual a aproximadamente 35 mm) a partir de allí. En un modo de realización, se procesa una composición de acero que proporciona un tamaño promedio de grano de la austenita previa mayor que aproximadamente 15 o 20 pm y más pequeño que aproximadamente 100 pm. Usando esta composición, se proporciona una secuencia de desactivación que proporciona una microestructura mayor o igual a aproximadamente un 50 % en volumen, y menor o igual a aproximadamente un 50 % en volumen, bainita inferior, sin ferrita sustancial, bainita superior o bainita granular. Después de la desactivación, las tuberías se pueden revenir. Las tuberías desactivadas y revenidas pueden presentar límites de elasticidad mayores que aproximadamente 450 MPa (65 ksi) o 485 MPa (70 ksi). Las mediciones de propiedades mecánicas encuentran que las tuberías desactivadas y revenidas son adecuadas para un grado de 450 MPa y un grado de 485 MPa, y resistencia al agrietamiento por corrosión por estrés por sulfuro.

La literatura de patente 13 divulga que un acero se somete a [una etapa de calentamiento a una temperatura mayor que el punto Ac1y menor que el punto Ac3 y a continuación desactivación], [una etapa de calentamiento nuevamente a una temperatura igual o mayor que el punto Ac3 y a continuación desactivación] y [una etapa de revenido a una temperatura igual o menor que el punto Ac1] en este orden, en el que el acero se ha trabajado en la conformación deseada por un procedimiento en caliente y tiene una composición química que contiene de un 0,15 a un 0,65 % de C, un 0,05 a un 0,5 % de Si, un 0,1 a un 1,5 % de Mn, un 0,2 a un 1,5 % de Cr, un 0,1 a un 2,5 % de Mo, un 0,005 a un 0,50 % de Ti, un 0,001 a un 0,50 % de Al, y opcionalmente contiene al menos un elemento seleccionado de un 0,4 % o menos de Nb, un 0,5 % o menos de V, un 0,01 % o menos de B, un 0,005 % o menos de Ca, un 0,005 % o menos de Mg y un 0,005 % o menos de REM, con el resto compuesto por Fe e impurezas, en el que Ni, P, S, N y O están contenidos en las impurezas en cantidades de un 0,1 % o menos, un 0,04 % o menos, un 0,01 % o menos, un 0,01 % o menos y un 0,01 % o menos, respectivamente.

Sin embargo, incluso si se aplican las técnicas divulgadas en las Literaturas de patente 1 a 10 anteriores, en el caso de tuberías de acero de pozos de petróleo con un límite de elasticidad de 120 ksi (827 MPa) o más, en algunos casos no se puede obtener una resistencia SSC excelente.

Sumario de la invención

Un objetivo de la presente invención es proporcionar una tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación que tenga un límite de elasticidad de grado 120 ksi o más (827 MPa o más) y una excelente resistencia SSC.

Una tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con la presente invención se define en las reivindicaciones adjuntas.

La tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con la presente invención tiene un límite de elasticidad de grado 120 ksi o más (827 MPa o más) y una excelente resistencia SSC.

Descripción de un modo de realización

A continuación en el presente documento se describirá en detalle un modo de realización de la presente invención.

Los autores de la presente invención han estudiado la resistencia SSC de una tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación. Como resultado, los autores de la presente invención han descubierto los siguientes hallazgos.

Si una tubería de acero se somete a revenido a baja temperatura, se precipita una gran cantidad de cementita fina. La cementita fina precipitada tiene una morfología plana. Además, si la temperatura de revenido es baja, la densidad de dislocación no disminuye. El hidrógeno que se ha colado en el acero queda atrapado en una interfase entre la cementita fina que tiene una morfología plana y una fase original. El hidrógeno que se ha colado en el acero también queda atrapado en la dislocación en el acero. Es probable que el SSC sea causado por el hidrógeno atrapado en una interfase entre la cementita fina y la fase original y en la dislocación. De ahí que, si se forma una gran cantidad de cementita fina y la densidad de dislocación es alta, la resistencia SSC se deteriora.

Para contrarrestar esto, Mo y V, que son elementos de aleación para potenciar la resistencia al ablandamiento del revenido, están contenidos en la tubería de acero, y esta tubería de acero se somete a revenido a alta temperatura. En este caso, la densidad de dislocación disminuye. De ahí que la resistencia SSC se potencie. Además, en caso de realizar el revenido a alta temperatura, la cementita se convierte en cementita gruesa. La cementita fina es plana, como se ha mencionado anteriormente, y es probable que se induzca SSC en su superficie. Por el contrario, la cementita gruesa crece en forma esférica, de modo que su área de superficie específica se reduce. De ahí que, en comparación con la cementita fina, sea poco probable que la cementita gruesa inicie la aparición de SSC. En consecuencia, en lugar de cementita fina, se forma cementita gruesa, potenciando de este modo la resistencia SSC.

Mientras tanto, la cementita potencia la resistencia de una tubería de acero a través del fortalecimiento de la precipitación. Como se ha mencionado anteriormente, si el revenido se realiza a una temperatura alta, se forma cementita gruesa, pero solo se forma una pequeña cantidad de cementita gruesa. En este caso, aunque se puede lograr una excelente resistencia SSC, es difícil lograr un límite de elasticidad de 827 MPa o más.

En el presente modo de realización, está configurado para incrementar el número de partículas gruesas de cementita, cada una de las cuales tiene un diámetro circular equivalente de 200 nm o más, obteniéndose de este modo una tubería de acero de pozo de petróleo que tiene una alta resistencia de 827 MPa o más y una excelente resistencia SSC. La cementita gruesa cuya partícula tiene un diámetro circular equivalente de 200 nm o más se denomina "cementita gruesa", a continuación en el presente documento.

Para lograr la tubería de acero de pozo de petróleo descrita anteriormente, en el revenido, se lleva a cabo un revenido a baja temperatura de 600 a 650 °C y, después de esto, se lleva a cabo un revenido a alta temperatura de 670 a 720 °C. En este caso, se forman una gran cantidad de partículas de cementita fina en el revenido a baja temperatura. Las partículas de cementita fina sirven como núcleos de partículas de cementita gruesa. Al precipitar una gran cantidad de partículas de cementita fina en el revenido a baja temperatura, una gran cantidad de partículas de cementita fina crecen en el revenido a alta temperatura y, en consecuencia, se forman una gran cantidad de partículas de cementita gruesa. De ahí que la densidad numérica de la cementita gruesa se potencie. En consecuencia, es posible lograr una tubería de acero de pozo de petróleo que tenga una alta resistencia de 827 MPa o más, así como una excelente resistencia SSC.

En las reivindicaciones adjuntas se define una tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con el presente modo de realización que se ha conseguido en base a los hallazgos anteriores.

La tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con el presente modo de realización se describirá en detalle a continuación en el presente documento.

[Composición química]

La composición química de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con el presente modo realización que consiste en los siguientes elementos. Un signo "%" en la composición química indica "% en masa".

C: más de un 0,35 a un 0,65 %

Un contenido de carbono (C) en la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con el presente modo realización es mayor que el de una tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación convencional. C refina una submicroestructura de martensita y potencia la resistencia del acero. C también forma carburo para potenciar la resistencia del acero. Si el contenido de C es alto, se fomenta la esferoidización del carburo y se potencia la resistencia SSC. Por ejemplo, el carburo puede ser cementita y carburo de aleación (carburo de Mo, carburo de V, carburo de Nb, carburo de Ti y similares). Un contenido de C excesivamente bajo no puede lograr el efecto anterior. Por ejemplo, el número de partículas de cementita precipitadas es excesivamente pequeño, de modo que la resistencia del acero se deteriora. Por otra parte, un contenido de C excesivamente alto deteriora la tenacidad del acero cuando se desactiva, lo que da como resultado un aumento de la susceptibilidad al agrietamiento por desactivación. C es un elemento que estabiliza la austenita. De ahí que, si el contenido de C es excesivamente alto, la proporción de volumen de austenita retenida se vuelve excesivamente alta, lo que provoca una variación en la resistencia. En consecuencia, el contenido de C es más de un 0,35 a un 0,65 %. Un límite inferior preferente del contenido de C es un 0,38 %, y más preferentemente un 0,45 %, y aún más preferentemente un 0,50 %. Un límite superior preferente del contenido de C es un 0,60 %, y más preferentemente un 0,58 %.

Si: un 0,05 % a un 0,50 %

El silicio (Si) desoxida el acero. Un contenido de Si excesivamente bajo no puede lograr este efecto. Por otra parte, un contenido excesivamente alto de Si deteriora bastante la resistencia de SSC. En consecuencia, el contenido de Si es de un 0,05 % a un 0,50 %. Un límite inferior preferente del contenido de Si es un 0,10 %, y más preferentemente un 0,17 %. Un límite superior preferente del contenido de Si es un 0,40 %, y más preferentemente un 0,35 %.

Mn: un 0,10 a un 1,00 %

El manganeso (Mn) desoxida el acero. Un contenido de Mn excesivamente bajo no puede lograr este efecto. Por otra parte, un contenido de Mn excesivamente alto causa segregación en los límites del grano junto con elementos de impunidad tales como el fósforo (P) y el azufre (S). En este caso, la resistencia SSC del acero se deteriora. En consecuencia, el contenido de Mn es de un 0,10 a un 1,00 %. Un límite inferior preferente del contenido de Mn es un 0,20 %, y más preferentemente un 0,25 %. Un límite superior preferente del contenido de Mn es un 0,75 %, y más preferentemente un 0,50 %.

Cr: un 0,40 a un 1,50 %

El cromo (Cr) mejora la templabilidad del acero y potencia la resistencia del acero. Un contenido de Cr excesivamente bajo no puede lograr el efecto anterior. Por otra parte, un contenido de Cr excesivamente alto deteriora la tenacidad y la resistencia SSC del acero. En consecuencia, el contenido de Cr es de un 0,40 a un 1,50 %. Un límite inferior preferente del contenido de Cr es un 0,43 %, y más preferentemente un 0,48 %. Un límite superior preferente del contenido de Cr es un 0,90 %, y más preferentemente un 0,70 %.

Mo: un 0,50 a un 2,00 %

El molibdeno (Mo) forma carburo y potencia la resistencia ablandamiento del revenido del acero. Como resultado, Mo contribuye a potenciar la resistencia SSC mediante el revenido a alta temperatura. Un contenido de Mo excesivamente bajo no puede lograr este efecto. Por otra parte, un contenido de Mo excesivamente alto satura bastante el efecto anterior. En consecuencia, el contenido de Mo es de un 0,50 a un 2,00 %. Un límite inferior preferente del contenido de Mo es un 0,60 %, y más preferentemente un 0,65 %. Un límite superior preferente del contenido de Mo es un 1,6 %, y más preferentemente un 1,3 %.

V: un 0,05 a un 0,25 %

El vanadio (V) forma carburo y potencia la resistencia al revenido del acero, de forma similar al Mo. Como resultado, V contribuye a potenciar la resistencia SSC mediante el revenido a alta temperatura. Un contenido de V excesivamente bajo no puede lograr el efecto anterior. Por otra parte, un contenido de V excesivamente alto deteriora bastante la tenacidad del acero. En consecuencia, el contenido de V es de un 0,05 a un 0,25 %. Un límite inferior preferente del contenido de V es un 0,07 %. Un límite superior preferente del contenido de V es un 0,15 %, y más preferentemente un 0,12 %.

Nb: un 0,01 a un 0,04 %

El niobio (Nb) forma carburo, nitruro o carbonitruro en combinación con C o N. Estos precipitados (carburo, nitruro y carbonitruro) refinan una submicroestructura del acero por el efecto de fijación y potencia la resistencia SSC del acero. Un contenido de Nb excesivamente bajo no puede lograr este efecto. Por otra parte, un contenido excesivamente alto de Nb forma precipitados excesivos y desestabiliza la resistencia SSC del acero. En consecuencia, el contenido de Nb es de un 0,01 a un 0,04 %. Un límite inferior preferente del contenido de Nb es un 0,012 %, y más preferentemente un 0,015 %. Un límite superior preferente del contenido de Nb es un 0,035 %, y más preferentemente un 0,030 %.

sol.Al: un 0,005 a un 0,10 %

El aluminio (Al) desoxida el acero. Un contenido de Al excesivamente bajo no puede lograr este efecto y deteriora la resistencia SSC del acero. Por otra parte, un contenido excesivamente alto de Al da como resultado un incremento de las inclusiones, lo que deteriora la resistencia SSC del acero. En consecuencia, el contenido de Al es de un 0,005 a un 0,10 %. Un límite inferior preferente del contenido de Al es un 0,010 %, y más preferentemente un 0,020 %. Un límite superior preferente del contenido de Al es un 0,07 %, y más preferentemente un 0,06 %. El contenido de "Al" al que se hace referencia en la presente memoria descriptiva indica el contenido de "Al soluble en ácido", es decir, "sol.Al".

N: un 0,007 % o menos

El nitrógeno (N) está contenido inevitablemente. N forma nitruro grueso y deteriora la resistencia SSC del acero. En consecuencia, el contenido de N es un 0,007 % o menos. Un contenido de N preferente es un 0,005 % o menos, y más preferentemente un 0,0045 % o menos.

Si el Ti que se describe a continuación está contenido en el acero, el N forma TiN para refinar los granos. En este caso, un límite inferior preferente del contenido de N es un 0,002 %.

Ti: un 0 a un 0,012 %

El titanio (Ti) es un elemento opcional y puede no estar contenido. Si está contenido, el Ti forma nitruro y refina los granos mediante el efecto de fijación. Sin embargo, un contenido excesivamente alto de Ti engrosa el nitruro de Ti, lo que deteriora la resistencia SSC del acero. En consecuencia, el contenido de Ti es de un 0 a un 0,012 %. Un límite inferior preferente del contenido de Ti es un 0,003 %, y más preferentemente un 0,005 %. Un límite superior preferente del contenido de Ti es un 0,008 %.

Ca: un 0 a un 0,005 %

El calcio (Ca) es un elemento opcional y puede no estar contenido. Si está contenido, el Ca forma sulfuro en combinación con S en el acero y mejora la morfología de las inclusiones. En este caso, se potencia la tenacidad del acero. Sin embargo, un contenido excesivamente alto de Ca incrementa las inclusiones, lo que deteriora la resistencia SSC del acero. En consecuencia, el contenido de Ca es de un 0 a un 0,005 %. Un límite inferior preferente del contenido de Ca es un 0,0005 %, y más preferentemente un 0,001 %. Un límite superior preferente del contenido de Ca es un 0,003 %, y más preferentemente un 0,002 %.

El equilibrio de la composición química de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con el presente modo realización incluye Fe e impurezas. Las impurezas a las que se hace referencia en el presente documento indican elementos que provienen de minerales y desechos para su uso como materiales de hileras del acero, o entornos de procedimientos de fabricación, y otros. En el presente modo de realización, cada contenido de P, S, O, Ni y Cu en las impurezas se especifica como sigue.

El fósforo (P) es una impureza. P se segrega en los límites de grano y deteriora la resistencia SSC del acero. En consecuencia, el contenido de P es un 0,020 % o menos. Un contenido de P preferente es un 0,015 % o menos, y más preferentemente un 0,010 % o menos. Es preferente establecer que el contenido de P sea lo más pequeño posible.

S: un 0,002 % o menos

El azufre (S) es una impureza. S se segrega en los límites de grano y deteriora la resistencia SSC del acero. En consecuencia, el contenido de S es un 0,002 % o menos. Un contenido de S preferente es un 0,0015 % o menos, y más preferentemente un 0,001 % o menos. Es preferente establecer que el contenido de S sea lo más pequeño posible.

O: un 0,006 % o menos

El oxígeno (O) es una impureza. O forma óxido grueso y deteriora la resistencia a la corrosión del acero. En consecuencia, el contenido de O es un 0,006 % o menos. Un contenido de O preferente es un 0,004 % o menos, y más preferentemente un 0,0015% o menos. Es preferente establecer que el contenido de O sea lo más pequeño posible.

Ni: un 0,10 % o menos

El níquel (Ni) es una impureza. El Ni deteriora la resistencia SSC del acero. Si el contenido de Ni es mayor que un 0,10 %, la resistencia SSC se deteriora significativamente. En consecuencia, el contenido de Ni como elemento de impureza es de un 0,10 % o menos.

Cu: un 0,03 % o menos

El cobre (Cu) es una impureza. El cobre fragiliza el acero y deteriora la resistencia SSC del acero. En consecuencia, el contenido de Cu es un 0,03 % o menos. Un contenido preferente de Cu es un 0,02 % o menos.

B: un 0,0005 % o menos

El boro (B) es una impureza. B forma M23(CB)6 en los límites de grano y deteriora la resistencia SSC del acero. Una ligera cantidad de B eficaz (B no combinado con N) es eficaz para potenciar la templabilidad, pero es relativamente difícil garantizar de forma estable una cantidad visible de B eficaz dentro del intervalo del contenido de Ti del presente modo de realización. En consecuencia, el contenido de B es un 0,0005 % o menos. Un contenido preferente de B es un 0,0003 % o menos.

[Microestructura]

La microestructura de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación que incluye la composición química mencionada anteriormente está formada por martensita revenida y austenita retenida de 0 a menos de un 2 % en términos de una fracción de volumen.

La microestructura de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con la presente invención es sustancialmente una microestructura de martensita revenida. De ahí que el límite de elasticidad de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación sea alto. Específicamente, el límite de elasticidad de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación del presente modo de realización es de 827 MPa o más (grado 120 ksi o más). El límite de elasticidad al que se hace referencia en la presente memoria descriptiva se define mediante el procedimiento de alargamiento total de un 0,7 %.

En la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación mencionada anteriormente, la austenita retenida todavía permanece después de la desactivación en algunos casos. La austenita retenida provoca variación en la resistencia. En consecuencia, la proporción de volumen (%) de la austenita retenida es de menos de un 2 % en el presente modo de realización. La proporción de volumen de la austenita retenida es preferentemente tan pequeña como sea posible. En consecuencia, es preferente que en la microestructura de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación mencionada anteriormente, la proporción de volumen de la austenita retenida sea de un 0 % (es decir, microestructura formada de martensita revenida).

Al controlar el contenido de carbono (C) en la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación y la temperatura de parada de enfriamiento en el momento de la desactivación, es posible suprimir la proporción de volumen de la austenita retenida para que sea de menos de un 2 %. Específicamente, el contenido de C de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación se establece para que sea de un 0,65 % o menos. Además, la temperatura de parada de enfriamiento en el momento de la desactivación se establece en 50 °C o menos. A través de esta configuración, es posible suprimir la proporción de volumen de la austenita retenida para que sea inferior a un 2 %.

La proporción de volumen de la austenita retenida se encuentra usando el análisis de difracción de rayos X mediante el siguiente procedimiento. Se recogen muestras que incluyen partes centrales de espesor de pared de tuberías de acero de pozos de petróleo de baja aleación producidas. Una superficie de cada muestra recogida se somete a pulido químico. El análisis por difracción de rayos X se lleva a cabo en cada superficie químicamente pulida usando un rayo CoKa como rayo X incidente. Específicamente, usando cada muestra, se encuentran respectivamente las respectivas intensidades integradas de superficie de un plano (200) y un plano (211) en una fase de ferrita (fase a), y las intensidades integradas de superficie respectivas de un plano (200), un plano (220) y un plano (311) en la fase de austenita retenida (fase y). Posteriormente, se calcula la proporción de volumen Vy (%) usando la fórmula (1) para cada combinación entre cada plano en la fase a y cada plano en la fase y (6 conjuntos en total). Un valor promedio de las proporciones de volumen Vy (%) de los 6 conjuntos se define como la proporción de volumen (%) de la austenita retenida.

Vy = 100/(1 (Ia x Ry)/(Iy x Ra)) (1),

donde "Ia" e "Iy" son intensidades integradas respectivas de la fase a y la fase y. "Ra" y "Ry" son factores de escala respectivos de la fase a y la fase y, y estos valores se obtienen a través de un cálculo lógico cristalográfico basado en los tipos de sustancias y las direcciones en el plano.

La microestructura mencionada anteriormente se puede obtener llevando a cabo el siguiente procedimiento de producción.

[N.° de tamaño de grano de la austenita previa]

En el presente modo de realización, el número de tamaño de grano basado en ASTM E112 de los granos de la austenita previa (también denominados granos de y previa, a continuación en el presente documento) en la microestructura mencionada anteriormente es 9,0 o más. Si el número de tamaño de grano es 9,0 o más, es posible lograr una excelente resistencia SSC incluso si el límite de elasticidad es de 827 MPa o más. Un número de tamaño de grano preferente de los granos de y previa es de 9,5 o más.

El número de tamaño de grano de los granos de y previa se puede medir usando un material de acero después de su desactivación y antes de su desactivación (denominado material como desactivado), o usando un material de acero revenido (denominado material revenido). El tamaño de los granos de y previa nunca cambia en el revenido. En consecuencia, el tamaño de los granos de y previa permanece igual usando cualquiera de un material como desactivado y un material revenido. Si se usa acero que incluye la composición química mencionada anteriormente, el número de tamaño de grano de los granos de y previa se convierte en 9,0 o más a través de una desactivación bien conocida que se describe más adelante.

[Tamaño de la cementita gruesa]

La tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación mencionada anteriormente incluye partículas de cementita cada una de las cuales es de 200 nm o más en términos del diámetro circular equivalente. Como se ha mencionado anteriormente, el hidrógeno que se ha colado en el acero queda atrapado en la interfase entre la cementita y la fase original. La cementita cuya partícula es de 200 nm o más en términos del diámetro circular equivalente (cementita gruesa) tiene un área de superficie específica más pequeña en comparación con la de la cementita refinada. De ahí que, si la cementita se engrosa, las interfases entre la cementita y la fase original se reducen. La reducción de las interfases disminuye los sitios de atrapamiento de hidrógeno, potenciándose de este modo la resistencia SSC de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación. Mientras tanto, la cementita fina tiene una mayor área de superficie específica en comparación con la de la cementita gruesa. Además, la cementita fina tiene una morfología acicular o una morfología plana. En este caso, el área de superficie específica de la cementita se incrementa aún más. De ahí que sea probable que la cementita fina se convierta en un iniciador de la aparición del SSC. En consecuencia, el tamaño de la cementita es de 200 nm o más en términos del diámetro circular equivalente. El límite superior del tamaño de la cementita no se limita a uno específico, sino a 350 nm, por ejemplo.

Al seleccionar adecuadamente una condición de tratamiento térmico en la etapa de revenido a alta temperatura descrita más adelante, es posible engrosar la cementita.

[Número de partículas de cementita gruesa]

En la subestructura mencionada anteriormente, el número de partículas de cementita gruesa CN es de 200 partículas/100 pm2 o más.

La cementita potencia el límite de elasticidad de la tubería de acero. De ahí que, a medida que se incrementa el número de partículas de cementita, se potencie el límite de elasticidad de la tubería de acero. Específicamente, si existen partículas de cementita de 200 partículas/100 pm2 o más, se incrementa el límite de elasticidad de la tubería de acero.

Al seleccionar adecuadamente la composición química y una condición de tratamiento térmico en la etapa de revenido que se describe más adelante, es posible engrosar la cementita fina. Si la cementita se engrosa, el número de partículas de cementita fina disminuye. Como resultado, se mejora la resistencia SSC. Específicamente, si el número de partículas de cementita CN cada una de las cuales tiene un diámetro circular equivalente de 200 nm o más es de 200 partículas/100 pm2 o más, es posible lograr una excelente resistencia SSC incluso si la tubería de acero tiene un límite de elasticidad de 827 MPa o más.

Un límite inferior preferente del número de partículas de cementita gruesa CN es de 220 partículas/100 pm2. El límite superior del número de partículas de cementita gruesa CN no está limitado a uno específico, pero en el caso de la composición química mencionada anteriormente, un límite superior preferente del número de partículas de cementita grueso CN es de 500 partículas/100 pm2.

Es difícil medir directamente el número de partículas de cementita fina. Por esta razón, esto se sustituye por la medición del número de partículas de cementita gruesa. La cantidad total de cementita está determinada por el contenido de carbono en el acero. En consecuencia, si el número de partículas de cementita gruesa es mayor, se reduce el número de partículas de cementita fina. El número de partículas de cementita gruesa CN se mide por el siguiente procedimiento.

Se recogen muestras que incluyen partes centrales de espesor de pared de tuberías de acero. De una superficie de cada muestra, se pule una superficie equivalente a una superficie en sección transversal (superficie en sección vertical a una dirección axial de la tubería de acero) de cada tubería de acero (denominada superficie de observación a continuación en el presente documento). Cada superficie de observación después de ser pulida se graba usando un reactivo de grabado nital. Específicamente, cada superficie de observación se sumerge en el reactivo de grabado nital (una mezcla de un 3 % de ácido nítrico y un 97 % de alcohol etílico) durante 10 segundos a temperatura normal y se graba.

Usando un microscopio electrónico de barrido, se observan 10 campos visuales en cada superficie de observación grabada. Cada campo visual tiene un área de 10 pm x 10 pm. En cada campo visual, se encuentra cada área de partículas de cementita plurales. El área de cada partícula de cementita se puede encontrar usando un programa informático de procesamiento de imágenes (marca comercial: Imagen J1,47v), por ejemplo. Un diámetro de un círculo que tiene la misma área que el área obtenida se define como un diámetro circular equivalente de la partícula de cementita de interés.

En cada campo visual, se identifican partículas de cementita cada una de las cuales tiene un diámetro circular equivalente de 200 nm o más (es decir, partículas de cementita gruesas). Se encuentra un número total de partículas de cementita gruesas TN en los 10 campos visuales. Usando el número total TN, el número de partículas de cementita gruesa CN se encuentra en base a la fórmula (2).

CN = TN/10 (2)

El número de partículas de cementita gruesa se puede medir de la manera anterior.

[Procedimiento de producción]

Se explicará un ejemplo de un procedimiento de producción de la tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con el presente modo de realización. En este ejemplo, se describirá el procedimiento de producción de una tubería de acero sin soldadura (tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación). El procedimiento de producción de la tubería de acero sin soldadura incluye una etapa de fabricación de la tubería, una etapa de desactivación y una etapa de revenido.

[Etapa de fabricación de la tubería]

El acero que incluye la composición química mencionada anteriormente se funde, y se funde usando un procedimiento bien conocido. Posteriormente, el acero fundido se forma en un material colado continuo a través de un procedimiento de colado continuo, por ejemplo. El material colado continuo son planchas, tochos o palanquillas, por ejemplo. De forma alternativa, el acero fundido se puede formar en lingotes a través de un proceso de fabricación de lingotes.

Las planchas, tochos o lingotes se someten a trabajo en caliente para formar palanquillas. Las palanquillas se pueden formar laminando en caliente o forjando en caliente el acero.

Las palanquillas se trabajan en caliente para obtener tuberías en bruto. En primer lugar, las palanquillas se calientan en un horno de calentamiento. Las palanquillas extraídas del horno de calentamiento se someten a trabajo en caliente para obtener tuberías en bruto (tuberías de acero sin soldadura). Por ejemplo, el procedimiento de Mannesmann se lleva a cabo como trabajo en caliente para obtener las tuberías en bruto. En este caso, palanquillas redondas son perforadas por una máquina perforadora. Las palanquillas redondas perforadas se laminan en caliente además mediante un molino de mandriles, un reductor, un molino de calibrado o similar para obtener las tuberías en bruto. Las tuberías en bruto se pueden producir a partir de palanquillas con otros procedimientos de trabajo en caliente.

[Etapa de desactivación]

Las tuberías en bruto después del trabajo en caliente se someten a desactivación y revenido. Una temperatura de desactivación en la desactivación es el punto Ac 3 o más. Un límite superior preferente de la temperatura de desactivación es de 930 °C. Si la temperatura de desactivación es alta, las partículas de austenita se engrosan. En este caso, el número de tamaño de grano de los granos de y previa se vuelve inferior a 9,0 y, por tanto, la resistencia SSC se deteriora. Una temperatura de desactivación preferente es de 910 °C o menos.

En el momento de la desactivación, una velocidad de enfriamiento preferente en un intervalo de temperatura de 500 a 100 °C de la tubería en bruto es de 1 a 15 °C/segundo. Si la velocidad de enfriamiento en el intervalo de temperatura anterior es excesivamente grande, en algunos casos se puede provocar una grieta por desactivación. Por otra parte, si la velocidad de enfriamiento en el intervalo de temperatura anterior es excesivamente pequeña, una gran cantidad de bainita está contenida en la microestructura y, por tanto, la martensita en la microestructura disminuye. Una temperatura de parada de enfriamiento en el momento de la desactivación es de 50 °C o menos. De este modo, es posible suprimir la proporción de volumen de la austenita retenida a menos de un 2 %.

El número de tamaño de grano de los granos de y previa de la tubería en bruto después de la etapa de desactivación anterior se convierte en 9,0 o más. El n.° de tamaño de grano de los granos de y previa nunca cambia incluso después del revenido descrito a continuación.

[Etapa de revenido]

La etapa de revenido incluye una etapa de revenido a baja temperatura y una etapa de revenido a alta temperatura.

[Etapa de revenido a baja temperatura]

En primer lugar, se lleva a cabo la etapa de revenido a baja temperatura. La temperatura de revenido Tl en la etapa de revenido a baja temperatura es de 600 a 650 °C. Un parámetro de Larson-Miller LMPl en la etapa de revenido a baja temperatura es 17700 a 18750.

El parámetro de Larson-Miller está definido por la fórmula (3).

LMP = (T 273) x (20 log(t)) (3)

En la fórmula (3), T indica una temperatura de revenido (°C), y t indica un tiempo (h).

La etapa de revenido incluye un procedimiento de calentamiento y un procedimiento de mantenimiento de la temperatura. El parámetro de Larson-Miller que tiene en cuenta el procedimiento de calentamiento se puede encontrar calculando un parámetro de revenido integrado de acuerdo con la literatura no de patente 1 (TSUCHIYAMA, Toshihiro. 2002. “Physical Meaning of Tempering Parameter and Its Application for Continuous Heating or Cooling Heat Treatment Process”. “Heat Treatment” Vol. 42(3): pp.163-166).

En el procedimiento de cálculo del parámetro de revenido integrado mencionado anteriormente, un tiempo desde el inicio del calentamiento hasta el final del calentamiento se divide entre micro veces At del número total N. En el presente documento, una temperatura promedio en la sección (n-1).a se define como Tn-1 y una temperatura promedio en la enésima sección se define como Tn. Se puede obtener un LMP (1) correspondiente al primer micro tiempo (la sección cuando n = 1) siguiendo la fórmula.

LMP (1) = (Ti 273) x (20 log(At))

El LMP (1) se puede describir como un valor equivalente a un LMP calculado en base a una temperatura T2 y un tiempo de calentamiento t2 siguiendo la fórmula.

(T1 273) x (20 log(At)) = (T2 273) x (20 log(t2>)

El tiempo t2 es un tiempo requerido (un tiempo equivalente) para obtener un LMP a una temperatura T2 equivalente a un valor integrado de LMP calculado en base a un calentamiento en una sección antes de la segunda sección. El tiempo de calentamiento en la segunda sección (temperatura T2) es un tiempo obtenido al añadir un tiempo de calentamiento real At al tiempo t2. En consecuencia, se puede obtener un LMP (2) que es un valor integrado de LMP cuando se completa el calentamiento de la segunda sección siguiendo la fórmula.

LMP (2) = (T2 273) x (20 log(t2 At))

Al generalizar esta fórmula, se puede obtener la siguiente fórmula.

LMP (n) = (Tn 273) x (20 log(tn At))

El LMP (n) es el valor integrado de LMP cuando se completa el calentamiento de la enésima sección. El tiempo tn es un tiempo equivalente para obtener un LMP a una temperatura Tn equivalente a un valor integrado de LMP cuando se completa el calentamiento de la sección (n-1).a El tiempo tn se puede obtener mediante la fórmula (4).

log(tn) = ((Tn-1 273) / (Tn 273)) x (20 log(tn-1)) - 20 (4)

En la etapa de revenido a baja temperatura, como se describe anteriormente, una gran cantidad de C (carbono) disuelta de manera sobresaturada en la martensita se precipita como cementita. La cementita precipitada en esta fase es cementita fina y sirve como núcleo de la cementita gruesa. Una temperatura excesivamente baja del revenido a baja temperatura Tl o un LMPl excesivamente bajo da como resultado una pequeña cantidad de cementita precipitada. Por otra parte, una temperatura excesivamente alta de la Tl de revenido a baja temperatura o un LMPl excesivamente alto provoca el crecimiento de cementita gruesa, pero da como resultado una pequeña cantidad de cementita precipitada.

Si la temperatura de revenido a baja temperatura Tl es de 600 a 650 °C, y el LMPl es de 17700 a 18750, una gran cantidad de cementita fina que sirve como núcleo de la cementita gruesa se precipita en la etapa de revenido a baja temperatura.

[Etapa de revenido a alta temperatura]

La etapa de revenido a alta temperatura se lleva a cabo después de la etapa de revenido a baja temperatura. En la etapa de revenido a alta temperatura, la cementita fina precipitado en la etapa de revenido a baja temperatura se engrosa, formando de este modo cementita gruesa. En consecuencia, es posible evitar que la cementita se convierta en un iniciador del SSC, así como potenciar la resistencia del acero con la cementita gruesa.

En la etapa de revenido a alta temperatura, se reduce la densidad de dislocación en el acero. El hidrógeno que se ha colado en el acero queda atrapado en la dislocación y se convierte en un iniciador del SSC. De ahí que, si la densidad de dislocación es menor, se potencia la resistencia SSC. La densidad de dislocación en el acero se reduce al llevar a cabo la etapa de revenido a alta temperatura. En consecuencia, se potencia la resistencia SSC.

Con el propósito de lograr el efecto anterior, la temperatura de revenido Th en la etapa de revenido a alta temperatura es de 670 a 720 °C, y el parámetro LMPh de Larson-Miller definido por la fórmula (3) y la fórmula (4) es de 18500 a 20500.

Si la temperatura de revenido Th es excesivamente baja, o el LMPh es excesivamente bajo, la cementita no se engrosa y el número de partículas de cementita gruesa se vuelve inferior a 200 partículas/100 pm2. Además, la densidad de dislocación no se reduce suficientemente. En consecuencia, la resistencia SSC se deteriora.

Por otra parte, si la temperatura de revenido Th es excesivamente alta, o el LMPh es excesivamente alto, la densidad de dislocación se reduce excesivamente. En este caso, el límite de elasticidad de la tubería de acero, incluyendo la composición química mencionada anteriormente, es inferior a 827 MPa.

En la etapa de revenido del presente modo de realización, se pueden llevar a cabo el revenido en dos fases que incluye la etapa de revenido a baja temperatura y la etapa de revenido a alta temperatura, como se ha mencionado anteriormente. Específicamente, la tubería de acero se enfría a una temperatura normal después de que se lleva a cabo la etapa de revenido a baja temperatura. Posteriormente, la etapa de revenido a alta temperatura se lleva a cabo calentando la tubería de acero que tiene la temperatura normal. De forma alternativa, inmediatamente después de llevar a cabo la etapa de revenido a baja temperatura, la etapa de revenido a alta temperatura se puede llevar a cabo calentando la tubería de acero hasta la temperatura de revenido a alta temperatura Th sin enfriar la tubería de acero.

De forma alternativa, la etapa de revenido a baja temperatura y la etapa de revenido a alta temperatura se pueden llevar a cabo de manera continua de tal manera que la temperatura de la tubería de acero se lleve a un intervalo de alta temperatura a una velocidad de calentamiento baja para incrementar el tiempo de retención en un intervalo de temperatura de 600 a 650 °C (revenido con incremento lento de temperatura). Por ejemplo, en el momento de revenir la tubería de acero después de que se desactive, la tubería de acero se calienta de forma continuada hasta 710 °C a una velocidad de calentamiento promedio de 3 °C/minuto o menos en un intervalo de temperatura de 500 °C a 700 °C C, y la tubería de acero se mantiene a 710 °C durante un tiempo predeterminado (por ejemplo, durante 60 minutos). En este caso, solo se requiere que un valor integrado del parámetro de Larson-Miller LMPl en el intervalo de temperatura del revenido a baja temperatura Tl (es decir, intervalo de 600 a 650 °C) sea 17700 a 18750, y un valor integrado del parámetro de Larson-Miller LMPh en el intervalo de temperatura del revenido a alta temperatura Th (es decir, intervalo de 670 a 720 °C) sea de 18500 a 20500. En otras palabras, en la etapa de revenido, hasta que el LMPl en el intervalo de temperatura del revenido a baja temperatura Tl satisfaga la condición anterior, y el LMPh en el intervalo de temperatura del revenido a alta temperatura Th satisfaga la condición anterior, el procedimiento de revenido no se limita a uno específico.

Mediante el procedimiento de producción anterior, se produce la tubería de acero sin soldadura de baja aleación de acuerdo con el presente modo de realización. La microestructura de la tubería de acero sin soldadura producida está formada por la martensita revenida y la austenita retenida de un 0 a menos de un 2 %. Además, el n.° de tamaño de grano de los granos de y previa es de 9,0 o más. A través de la etapa de revenido descrita anteriormente, el número de partículas de cementita gruesa CN en la microestructura se convierte en 200 partículas/100 pm2 o más.

[Tratamiento térmico distinto a la desactivación y el revenido]

En el procedimiento de producción del presente modo de realización, se puede llevar a cabo otro tratamiento térmico (tratamiento térmico intermedio) adicionalmente después de la etapa de fabricación de la tubería y antes de la etapa de desactivación. Por ejemplo, la tubería en bruto después del trabajo en caliente se puede someter a un tratamiento de normalización. Específicamente, la tubería en bruto después del trabajo en caliente se retiene a una temperatura mayor que el punto A3 (por ejemplo, 850 a 930 °C) durante un tiempo predeterminado, y posteriormente la tubería en bruto se somete a enfriamiento. El tiempo de retención es de 15 a 130 minutos, por ejemplo.

En el tratamiento de normalización, la tubería en bruto después del trabajo en caliente normalmente se enfría a una temperatura normal y, después de esto, se calienta hasta el punto Ac 3 o más. Sin embargo, el tratamiento de normalización en el presente modo de realización se puede llevar a cabo de modo que la tubería en bruto después del trabajo en caliente se retenga a una temperatura del punto Ac 3 o más después del trabajo en caliente.

Al llevar a cabo el tratamiento de normalización, los granos de y previa se refinan aún más. Específicamente, si la tubería en bruto sometida al tratamiento de normalización se desactiva, el n.° de tamaño de grano de los granos de y previa del material a medida que se desactiva se convierte en 9,5 o más.

En lugar del tratamiento de normalización anterior, se puede llevar a cabo una desactivación. En este caso, la desactivación se lleva a cabo varias veces. El tratamiento intermedio anterior puede ser un tratamiento térmico a una temperatura de región de dos fases de ferrita austenita (denominado “calentamiento de región de dos fases”, a continuación en el presente documento). En el tratamiento térmico intermedio, solo se requiere que al menos parte de la microestructura del acero se transforme en austenita. En este caso, es posible lograr un efecto preferente debido al refinamiento del grano. En consecuencia, en el tratamiento térmico intermedio, es suficiente mantener la tubería en bruto al menos a una temperatura del punto Ac 1 o más.

Ejemplo

Se produjo acero fundido que incluye cada composición química como se muestra en la tabla 1A y la tabla 1B.

[Tabla 1A]

t a b l a 1A

[Tabla 1B]

TABLA 1B (continuación de la TABLA 1A)

Con referencia a la tabla 1A y la tabla 1B, todas las composiciones químicas del acero A al acero D estaban dentro del intervalo de la presente invención. El contenido de C del acero E era excesivamente bajo, además, el contenido de B del acero E era excesivamente alto.

El acero fundido se colaba continuamente para obtener tochos. Los tochos se desbastaron para obtener palanquillas redondas, cada una con un diámetro de 310 mm. Las palanquillas redondas se sometieron a perforación en laminado y estiramiento en laminado para obtener tuberías de acero sin soldadura, cada una con un diámetro de 244,48 mm y un espesor de pared de 13,84 mm a través del procedimiento de mandril Mannesmann.

Cada tubería de acero sin soldadura se sometió al tratamiento de normalización. La temperatura de normalización para cada tubería fue de 920 °C, y el tiempo de mantenimiento a la temperatura de normalización para cada tubería fue de 15 minutos. Cada una de las tuberías de acero sin soldadura después del tratamiento de normalización se enfrió a temperatura ambiente (24 °C).

Cada una de las tuberías de acero sin soldadura enfriadas a temperatura ambiente fue sometida a la desactivación. La temperatura de enfriamiento para cada tubería fue de 900 °C. Cada una de las tuberías de acero sin soldadura se mantuvo a la temperatura de enfriamiento durante 15 minutos. Después del mantenimiento a la temperatura predeterminada, cada tubería de acero sin soldadura se sometió a enfriamiento por nebulización. Durante el enfriamiento por nebulización, una velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperatura de 500 a 100 °C de cada tubería de acero sin soldadura fue de 5 °C/segundo. La temperatura de parada de enfriamiento en el momento de la desactivación fue de 50 °C o menos.

Cada una de las tuberías de acero sin soldadura después de que se desactivaran fue sometida al revenido como se muestra en la tabla 2.

[Tabla 2]

TABLA 2

Con referencia a la tabla 2, en la prueba n.° 1 a 7, la prueba n.° 9 a 12 y la prueba 22 se llevó a cabo un revenido de dos fases. Específicamente, en cada n.° de prueba, en primer lugar, se llevó a cabo el revenido a baja temperatura en condiciones de revenido (Tl, tL, LMPl) como se muestra en la tabla 2. El número de referencia tL en la tabla 2 indica un tiempo de mantenimiento real de la temperatura (minutos) a la temperatura de revenido Tl. Después de llevar a cabo el revenido a baja temperatura, cada tubería de acero sin soldadura se sometió a enfriamiento para que se enfriase a temperatura ambiente (25 °C). Usando la tubería de acero sin soldadura después de dejar enfriar, se llevó a cabo el revenido a alta temperatura en condiciones de revenido (Th, tH, LMPh) como se muestra en la tabla 2. El número de referencia tH en la tabla 2 indica un tiempo de mantenimiento real de la temperatura (minutos) a la temperatura de revenido Th. En cada n.° de prueba, la velocidad de calentamiento en el procedimiento de calentamiento fue de 8 °C/minuto, y la temperatura de cada tubería de acero sin soldadura se incrementó de manera continuada. Teniendo en cuenta el procedimiento de calentamiento para cada n.° de prueba, se calcularon el LMPl y el LMPh respectivamente de la manera anterior. En el cálculo del LMPl y el LMPh, At se ajustó a 1/60 horas (1 minuto). Excepto la prueba n.° 8 y la prueba n.° 13, T i (la temperatura promedio de la primera sección) se ajustó a la temperatura 100 °C más baja que la temperatura de mantenimiento. Los resultados se muestran en la tabla 2.

En la prueba n.° 8 y la prueba n.° 13, la temperatura de cada tubería de acero sin soldadura se incrementó de manera continuada a una velocidad de calentamiento de 2 °C/minuto hasta que la temperatura de revenido alcanzó los 710 °C, y después de que la temperatura de revenido alcanzase los 710 °C, cada tubería de acero se mantuvo a 710 °C durante el tiempo correspondiente tH como se muestra en la tabla 2. Específicamente, en la prueba n.° 8 y la prueba n.° 13, se llevó a cabo el revenido a una velocidad de calentamiento baja. En el revenido a una velocidad de calentamiento baja, cada LMPl en un intervalo de temperatura de revenido de 600 a 650 °C fue como se muestra en la tabla 2. Cada LMPh total del LMP donde la temperatura de revenido se incrementó de 670 a 710 °C y el LMP donde cada tubería se mantuvo a 710 °C durante tH minutos fue como se muestra en la tabla 2.

Cada LMPl y cada LMPh en el incremento continuo de temperatura de la prueba n.° 8 y la prueba n.° 13 se calcularon calculando los respectivos parámetros de revenido integrados de acuerdo con la literatura no de patente 1 de la misma manera que la anterior.

En cada una de la prueba n.° 14 a la prueba n.° 21, solo se llevó a cabo el revenido en una etapa (revenido a alta temperatura).

[Prueba de medición del tamaño de grano de y previa]

Usando la tubería de acero sin soldadura después de que se desactivase de cada n.° de prueba, se encontró el n.° de tamaño de grano de y previa conforme a ASTM 112E. Cada n.° de tamaño de grano de y previa obtenido se muestra en la tabla 3. Cada n.° de tamaño de grano de y previa era de 9,0 o más.

[Prueba de observación de la microestructura]

Se recogió una muestra que incluía una parte central del espesor de pared de la tubería de acero sin soldadura después de que se reviniese en cada n.° de prueba. De cada muestra recogida, se pulió una superficie de muestra de una sección transversal vertical a la dirección axial de cada tubería de acero sin soldadura. Después de que se puliese, cada superficie de muestra pulida se grabó usando natal. Específicamente, cada superficie de muestra se sumergió en el reactivo de grabado nital (una mezcla de un 3 % de ácido nítrico y un 97 % de alcohol etílico) durante 10 segundos a temperatura normal y se grabó. Cada superficie grabada se observó con un microscopio y, como resultado, en cada n.° de prueba, la muestra tenía una microestructura formada por la martensita revenida. La proporción de volumen de la austenita retenida se midió de la manera descrita anteriormente, y como resultado, en cada n.° de prueba, la proporción de volumen de la austenita retenida fue de menor de un 2 %.

[Número de partículas de cementita gruesa CN]

Usando la tubería de acero sin soldadura después de que se reviniese de cada n.° de prueba, se encontró el número de partículas de cementita gruesa CN (partículas/100 pm2) de la manera descrita anteriormente. Cada número obtenido de partículas de cementita gruesa CN se mostró en la tabla 3.

[Prueba de límite de elasticidad]

Una muestra de la prueba n.° 12 (ancho: 25 mm, longitud de calibre: 50 mm) especificado en JIS Z2241 (2011) se recogió de una parte central del espesor de pared de la tubería de acero sin soldadura de cada n.° de prueba. Un eje central de cada muestra de prueba se localizó en la posición central del espesor de pared de cada tubería de acero sin soldadura, y era paralela a la dirección longitudinal de cada tubería de acero sin soldadura. Usando cada muestra de prueba recogida, se llevó a cabo una prueba de tracción conforme a JIS Z2241 (2011) en la atmósfera a una temperatura normal (24 °C) para encontrar un límite elástico (YS). El límite elástico se encontró mediante el procedimiento de alargamiento total de un 0,7 %. Cada límite elástico obtenido (MPa) se mostró en la tabla 3. En cada n.° de prueba, el límite elástico de la tubería de acero sin soldadura fue de 827 MPa o más. Además, se obtuvieron las tuberías de acero que tenían cada una un límite de elasticidad de 125 ksi (862 a 925 MPa).

[Prueba DCB]

La tubería de acero sin soldadura de cada n.° de prueba se sometió a una prueba DCB (viga en doble voladizo) para evaluar la resistencia SSC.

Específicamente, de cada tubería de acero sin soldadura se recogieron tres muestras para prueba DCB, cada una de las cuales tenía un espesor de 10 mm, un ancho de 25 mm y una longitud de 100 mm. Una cuña que tenía un espesor de 2,89 mm se introdujo en una parte central del espesor de pared de cada muestra para prueba DCB recogida, y esto se definió como una grieta inicial. La longitud desde el punto de carga hasta un extremo frontal de la grieta inicial fue de aproximadamente 33,75 mm. Usando estas muestras de prueba, la prueba de DCB se llevó a cabo de conformidad con la NACE (National Association of Corrosion Engineers) TM0177-2005 procedimiento D. Como baño de prueba se usó una solución acuosa de sal al 5 % ácido acético al 0,5 % que tenía una temperatura normal (24 °C) en la que se saturó gas sulfuro de hidrógeno a 1 atm. La prueba DCB se llevó a cabo de tal manera que cada muestra de la prueba DCB se sumergió en el baño de prueba durante 336 horas.

Después de la prueba, se midió una longitud de propagación de la grieta "a" generada en cada muestra de la prueba DCB. Usando la longitud medida de la propagación de la grietas "a" y un estrés de liberación en cuña P, se encontró cada factor de intensidad de estrés K-is sc (ksiVin) basado en la siguiente fórmula (5).

K-is sc = Pa((2(V3) 2.38 x (h/a)) x (B/Bn)1/(V3>)/(B x h3/2) (5)

En la fórmula (5), "h" indica una altura de cada brazo de cada muestra de la prueba DCB, "B" indica un espesor de cada muestra de la prueba DCB, y "Bn" indica un espesor de banda de cada muestra de la prueba DCB. Estos se especifican en el procedimiento D de NACE TM0177-2005 anterior.

Un valor promedio de los factores de intensidad de estrés de las tres muestras de la prueba DCB en cada n.° de prueba se definió como un factor de intensidad de estrés K-issc del n.° de prueba de interés. Además, también se encontró una desviación estándar de los factores de intensidad de estrés de las tres muestras de la prueba DCB.

[Resultados de la prueba]

[Tabla 3]

TABLA 3

Con referencia a la tabla 3, cada una de la prueba n.° 1 a la prueba n.° 7 y la prueba n.° 9 a la prueba n.° 12 tenían una composición química apropiada. En el revenido, se llevó a cabo el revenido de dos fases (el revenido a baja temperatura y el revenido a alta temperatura), y cada condición de revenido fue apropiada. Cada tubería de acero sin soldadura tenía un n.° de tamaño de grano de los granos de y previa de 9,0 o más, y el número de partículas de cementita grueso CN de 200 partículas/100 pm2 o más. De ahí que cada Kissc fue mayor que 22,6 MPam05, y se obtuvo una excelente resistencia SSC. Además, la desviación estándar de cada Kissc fue de 2,0 MPam05 o menos, de modo que se pudo lograr una resistencia SSC estable.

Cada una de la prueba n.° 8 y la prueba n.° 13 tenía una composición química adecuada. Se llevó a cabo el revenido a baja velocidad de calentamiento, y cada condición del mismo fue apropiada. Cada tubería de acero sin soldadura tenía un n.° de tamaño de grano de los granos de y previa de 9,0 o más, y el número de partículas de cementita grueso CN de 200 partículas/100 pm2 o más. Cada Kissc fue mayor que 22,6 MPam05 se obtuvo una excelente resistencia SSC. Además, la desviación estándar de cada Kissc fue de 0,8 MPam05 o menos, de modo que se pudo lograr una resistencia SSC estable.

Mientras tanto, en cada una de la prueba n.° 14 a la prueba n.° 21, no se llevó a cabo el revenido a baja temperatura. En consecuencia, en cada n.° de prueba, el número de partículas de cementita gruesa CN fue menor de 200 partículas/100 pm2. Como resultado, cada Kissc era DE 22,6 MPam05 o menos, de modo que la resistencia SSC era pequeña. La desviación estándar de cada Kissc fue mayor que 2,0 MPam05, de modo que no se pudo lograr una resistencia SSC estable.

Una composición química de la prueba n.° 22 tenía un contenido de C excesivamente bajo y un contenido de B excesivamente alto. Por lo tanto, aunque la condición de revenido era apropiada, el número de partículas de cementita gruesa CN fue menor de 200 partículas/100 pm2. Como resultado, cada Kissc era de 22,6 MPam05 o menos, de modo que la resistencia SSC era pequeña.

Como se ha mencionado anteriormente, se ha explicado el modo de realización de la presente invención. Sin embargo, el modo de realización mencionado anteriormente es simplemente un ejemplo para llevar a cabo la presente invención. En consecuencia , la presente invención no se limita a el modo de realización mencionado anteriormente, y el modo de realización mencionado anteriormente se puede modificar y llevar a cabo de manera apropiada sin apartarse del alcance de la presente invención.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Una tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación que comprende una composición química que consiste en:

en % en masa,

C: más de un 0,35 a un 0,65 %;

Si: un 0,05 a un 0,50%;

Mn: un 0,10 a un 1,00 %;

Cr: un 0,40 a un 1,50 %;

Mo: un 0,50 a un 2,00 %;

V: un 0,05 a un 0,25 %;

Nb: un 0,01 a un 0,04 %;

sol.Al: un 0,005 a un 0,10 %;

N: un 0,007% o menos;

Ti: un 0 a un 0,012 %;

Ca: un 0 a un 0,005 %; y

un balance que es Fe e impurezas,

incluyendo las impurezas:

P: un 0,020 % o menos;

S: un 0,002 % o menos;

O: un 0,006 % o menos;

Ni: un 0,10 % o menos;

Cu: un 0,03 % o menos; y

B: un 0,0005% o menos,

en la que

en una microestructura, un número de partículas de cementita gruesa CN, cada una de las cuales tiene un diámetro circular equivalente de 200 nm o más, es de 200 partículas/100 pm2 o más, según se mide con el procedimiento descrito en la descripción y

un límite de elasticidad es de 827 MPa o más, medido con el procedimiento descrito en la descripción, y en el que la microestructura está formada por martensita revenida y austenita retenida de un 0 a menos de un 2 % en términos de una fracción de volumen, la fracción de volumen de la austenita retenida se mide con el procedimiento descrito en la descripción, y el n.° de tamaño de grano basado en ASTM E112 de los granos de austenita previa en la microestructura usando un material de acero después de que se desactive y antes de que se revenga, o usando un material de acero revenido, es de 9,0 o más.

2. La tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con la reivindicación 1, en la que la composición química contiene Ti: un 0,003 a un 0,012 %.

3. La tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, en la que

la composición química contiene Ca: un 0,0005 a un 0,005 %.

4. La tubería de acero de pozo de petróleo de baja aleación de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en la que

un límite inferior del número de partículas de cementita gruesa CN, cada una de las cuales tiene un diámetro circular equivalente de 200 nm o más, es de 220 partículas/100 pm2