MX2011010385A - Metodo para fabricar tubos de acero sin costuras. - Google Patents

Abstract

Se divulga un método para producir un tubo de acero sin costuras, que comprende someter a un tocho que tiene una composición de componentes de, en términos de % de masa, C (0.15 a 0.35%), Mn (0.1 a1.5%), Cr (0.2 a 1.5%), Mo (0.1 a 1.5%), Al (0.001 a0.50%) y el resto, Fe e impurezas en las cuales el contenido de Ni es 0.1% o menos, el contenido de P es 0.04% o menos , el contenido de S es 0.01% o menos , el contenido de N es 0.01% o menos a perforación en caliente y laminación en caliente y realizar además un tratamiento de caldeo, en donde se lleva a cabo por temple general instantáneo directo al momento a partir del cual la temperatura de un tubo de acero después de laminación en caliente no es menor que un punto de transformación Ar3 y a partir de entonces el tratamiento con calor se lleva a cabo a una temperatura de 450°C o superior aunque no mayor que un punto de transformación Ac1 en el equipo de tratamiento con calor equipado con relación al aparato de temple general instantáneo que realiza el temple general instantáneo directo, además el tubo de acero después de sometido el tratamiento con calor es calentado de nuevo , y el temple en general instantáneo se realiza a partir de una temperatura no menor que un punto de transformación de Ac3, y después se realiza el revenido en una temperatura no mayor que el punto de transformación Ac1. El método no tiene mal efecto en el funcionamiento del producto y puede prevenir la ocurrencia de fractura tardía como agrietamiento por choque o temporal.

Description

MÉTODO PARA FABRICAR TUBOS DE ACERO SIN COSTURAS Campo Técnico La presente invención trata sobre un método para fabricar tubo de acero sin costuras de baja aleación. De manera más particular, trata sobre un método para fabricar tubos de acero sin costuras de baja aleación que tengan excelente tenacidad en temple general instantáneo directo o en tratamiento térmico dentro de la tubería, y también a un método que sea capaz de prevenir la fractura retrasada en el proceso de fabricación. El término "tratamiento térmico dentro de la tubería" se refiere a un proceso que consta de: (a) el calentamiento complementario de tubos de acero laminados en caliente en un horno de termodifusión complementario a una temperatura más alta que la del punto Ar3 sin un paso para enfriar después del laminado en caliente; y (b) el temple general instantáneo posterior de los tubos de forma inmediata a haberlos sacado del horno de termodifusión complementario. En adelante, el término "tratamiento térmico dentro de la tubería" se refiere al paso para calentar de forma complementaria y al templar posterior y el término "método de tratamiento térmico dentro de la tubería" se refiere al método del mismo.

Antecedentes Desde el punto de vista de la conflabilidad, los tubos de acero sin costuras se usan ampliamente sobre todo en -1- aplicaciones como los materiales tubulares para pozos petroleros (OCTG) , las tuberías, y similares que se requieren para tener una alta tenacidad y resistencia a la corrosión. Los tubos de acero sin costuras hechos de varios tipos de aceros de baja aleación se usan en estas aplicaciones. Al fabricar los tubos de acero sin costuras, para poder aumentar las propiedades de resistencia y la tenacidad, los tubos de acero se someten con frecuencia a tratamiento térmico de los tubos laminados en caliente como el temple general instantáneo y el revenido. Como método para el tratamiento térmico como el temple general instantáneo y el revenido, se ha realizado un proceso de recalentado convencional y revenido, en donde los tubos laminados en caliente se enfrían una vez y después se recalientan al punto de transformación Ac3 o a una mayor temperatura en un horno de tratamiento térmico autónomo seguido del temple general instantáneo y después el revenido a una temperatura no mayor al punto de transformación Aci- Sin embargo, al mismo tiempo, desde el punto de vista de ahorrar pasos y energía en el proceso, se ha investigado y mejorado un proceso de temple general instantáneo directo, en donde los tubos calientes conforme se laminan se templan de manera directa e inmediata desde el punto de transformación Ar3 o una mayor temperatura que se basa en un calor potencial de los tubos calientes que se están laminando, y después se meten a revenido. -2- El Documento de Patente 1 ha divulgado un método para fabricar excelentes tubos de acero de alta resistencia en resistencia a la fractura por tensiones por sulfuro de hidrógeno, que consta de los pasos de trabajo continuo en moldes de tochos de un acero de baja aleación que tienen una composición específica en tubos de acero sin costuras a una temperatura no menor al punto de transformación Ac3í el temple general instantáneo directo de los tubos de acero, el recalentamiento de los tubos de acero en un rango de temperatura del punto de transformación Ac3 a una temperatura del punto de transformación Ac3 + 100°C, y el temple general instantáneo de los tubos de acero desde esta temperatura, y un paso de revenido de los tubos de acero a una temperatura no mayor a la del punto de transformación Acx. Este es un método en el que se agregan el recalentamiento y el temple general instantáneo antes del paso del revenido del proceso de temple general instantáneo directo simple. Con este método, la resistencia a la fractura por tensiones por sulfuro de hidrógeno mejora de forma significativa mediante el refinamiento del grano como se compara con el proceso de temple general instantáneo directo simple.

El Documento de Patente 2 divulga, de manera similar al Documento de Patente 1, un método para fabricar tubos de acero de alta resistencia que consta de un paso para realizar el recalentado y el temple general instantáneo -3- después del temple general instantáneo directo, en done los tubos de acero se templan de forma directa y se someten a revenido bajo condiciones específicas para controlar los carburos precipitados .

El Documento de Patente 3 divulga un método para fabricar excelentes tubos de acero sin costuras en resistencia a la fractura por tensiones por sulfuro de hidrógeno (a los que se hará referencia en adelante como "resistencia SSC" ) en donde los tochos de un acero de baja aleación que tienen una composición específica se punzan en caliente y se laminan en caliente para producir tubos de acero sin costuras. En este método, los tochos se punzan y se termina el laminado en una reducción de área de 40% o más en la temperatura de terminación de 800 a 1050°C, a partir de donde se somete al "recalentado" bajo condiciones específicas en el rango de temperatura de 850 a 1100°C, y entonces los tubos de acero se someten de forma inmediata a "temple general instantáneo directo" , y entran a revendió a una temperatura no mayor al punto de transformación Aci . Este Documento también describe un método en el que se realizan el recalentamiento y el temple general instantáneo una o dos veces antes del "temple general instantáneo directo" .

El término "recalentamiento" descrito en la reivindicación 1 del Documento de Patente 3 no se refiere al recalentamiento desde una temperatura normal, sino que se -4- refiere al recalentamiento realizado en el camino desde el paso de laminado final al paso de temple general instantáneo directo, y por lo tanto corresponde al "calentamiento complementario" en esta descripción. El Documento de Patente 3 describe que este "recalentamiento" contribuye a hacer los granos cristalinos finos como en el tratamiento de recristalización. El término "temple general instantáneo directo" se usa en el Documento de Patente 3 , y el proceso de "temple general instantáneo directo" y el proceso anterior corresponden al tratamiento térmico dentro de la tubería de esta descripción. Es decir, el Documento de Patente 3 trata sobre una técnica para mejorar el método de tratamiento térmico dentro de la tubería, o una técnica en la que el recalentamiento y el temple general instantáneo se combinan con el paso del tratamiento térmico dentro de la tubería.

El Documento de Patente 4 también divulga un método para fabricar tubos de acero sin costuras. En este método, después de llevar a cabo el punzado y laminado en una velocidad de presión específica, los tubos se laminan a una velocidad de presión promedio específica, a una velocidad de trabajo de 40% o más, y a una temperatura final de 800 a 1050°C usando un grupo laminador en el que se colocan el laminador de alargamiento continuo y un laminador de acabado de manera cercana. Por consiguiente, los tubos de acero producidos se templan a una temperatura no mayor al punto de -5- transformación Ar3 a una velocidad de enfriamiento de 80°C/ minuto o más, se recalientan los tubos de acero enfriados a entre 850 y 1000°C, y después se someten a un proceso de temple general instantáneo y revenido sucesivo.

Este método para fabricar acero sin costuras, en el que los pasos se llevan a cabo en una serie de líneas continuas, se caracteriza porque después de completar el laminado final a una alta temperatura, los tubos de acero se enfrían a una temperatura no mayor al punto de transformación Ar3 (el enfriamiento se detiene a la mitad) , y por lo tanto se recalienta, en donde se permite que se lleve a cabo la transformación regresiva de la fase ferrítica de la estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC) a la fase austenítica de la estructura cúbica centrada en la cara (FCC) Documentos Relacionados Documentos de Patente Documento de Patente 1 JP6-220536A Documento de Patente 2 JP2000-297344A Documento de Patente 3 JP8-311551A Documento de Patente 4 JP9-297028A Resumen de la Invención Problema a Resolver Mediante la Invención Como se describió arriba, se describieron un gran número de técnicas mejoradas del temple general instantáneo directo o del tratamiento térmico dentro de la tubería (al -6- que se hará referencia en adelante como "temple general instantáneo directo o similares") en donde se combina el recalentamiento con el temple general instantáneo (o revenido posterior) con el proceso de temple general instantáneo directo o el método de tratamiento térmico dentro de la tubería .

Como se divulgó en el Documento de Patente 4, los tubos de acero sin costuras pueden fabricarse con eficiencia en una línea continua. Sin embargo, si se intenta llevar a cabo la invención del Documento de Patente 4, el problema es que se requiere de una gran inversión en equipos, y al mismo tiempo, existen restricciones en el periodo de tiempo del tratamiento y similares en cada paso del proceso debido a la línea continua.

Por otra parte, los métodos divulgados en los Documentos de Patente 1 a 3 no se deben llevar a cabo necesariamente en una línea continua. Por lo tanto, al proporcionar el equipo de enfriamiento rápido para el temple general instantáneo en el lado de entrega del laminador de acabado para los tubos que serán laminados en caliente, o al proporcionar el equipo de calentamiento complementario antes del primer temple general instantáneo en el lado de entrega del equipo de calentamiento complementario, se pueden llevar a cabo los métodos si se usa además un horno térmico para temple general instantáneo, el equipo de enfriamiento rápido -7- para temple general instantáneo, y un horno para revenido, los cuales son autónomos. Eso significa que los métodos divulgados en los Documentos de Patente 1 a 3 se pueden llevar a cabo con facilidad al modificar de manera parcial o al usar el equipo existente como puede compararse con el método divulgado en el Documento de Patente 4.

Sin embargo, en el caso donde se llevan a cabo los pasos autónomos de y siguientes al recalentado para el segundo temple general instantáneo (recalentado y temple general instantáneo) , los tubos de acero deben llevarse al lado de entrada del horno de temple general instantáneo autónomo después de completar el primer temple general instantáneo ( temple general instantáneo directo o similar) , y en algunos casos, deben almacenarse hasta que se inicie el recalentado y el temple general instantáneo. En este caso, existe un problema de fractura por impacto al momento de trasladar los tubos de acero y al almacenarlos pueden sufrir fracturas por almacenamiento. Se cree que las fracturas por impacto o las fracturas por almacenamiento son un tipo de fractura retardada, y ocurren con frecuencia en tubos de acero durante el temple general instantáneo.

Al combinar el recalentamiento y el temple general instantáneo y el revenido autónomos con el temple general instantáneo directo o con el tratamiento térmico dentro de la tubería, se suprime el aumento en el tamaño de grano de -8- austenita anterior, y por lo tanto mejora la tenacidad. Sin embargo, en el caso del acero de baja aleación, para poder lograr el efecto de temple general instantáneo en el temple general instantáneo directo, se necesita un enfriamiento rápido, por lo general enfriamiento con agua. Por lo tanto, es probable que ocurran fracturas por impacto en los tubos de acero de baja aleación en dicho estado, lo que es probable que cause un problema en el proceso de traslado al equipo de temple general instantáneo autónomo.

Un objetivo de la presente invención es proporcionar un método para fabricar tubos de acero sin costuras, en donde una vez que ya se templaron los tubos de acero sin costuras de baja aleación mediante temple general instantáneo directo o similar se tratan con calor autónomo a través del recalentamiento y temple general instantáneo y revenido, que puede suprimir la ocurrencia de fractura retardada como lo es la fractura por impacto o la fractura por almacenamiento sin una influencia adversa en el desempeño del producto.

Medios para resolver el Problema Los inventores de la presente condujeron concienzudamente una serie estudios y experimentos repetidos para eliminar la fractura por impacto, y como resultado obtuvieron los siguientes hallazgos (a) a (f) . (a) Considerando las experiencias operacionales en -9- fábricas, la dureza del acero de HRC 42 o menor en la etapa anterior al recalentamiento y al temple general instantáneo, de preferencia HRC 41 o menos, no causaría un problema posterior ante un impacto común en la etapa de entrega. Además, de preferencia, la dureza del mismo es HRC 40 o menor. (b) Para poder proporcionar una dureza del acero de HRC 42 o menor, de preferencia HRC 41 o menor, y de mayor preferencia HRC 40 o menor, en la etapa anterior al recalentamiento y temple general instantáneo, la dureza del tubos de acero sin costuras deberá ser HRC 41 o menor, de preferencia HRC 41 o menor, y de mayor preferencia HRC 40 o menor, al momento que los tubos de acero se produzcan a una alta temperatura y sean sometidos a temple general instantáneo directo y antes de que se trasladen de la línea en la que se llevaron a cabo estos procesos. (c) Se tiene amplio conocimiento sobre el hecho de que por lo general la dureza del acero al momento del temple general instantáneo es alta y que disminuye al temple general instantáneo. Por lo tanto, al incorporar el paso de revenido después del temple general instantáneo directo y antes de trasladarlo fuera de la línea, la dureza del acero antes de trasladarse puede disminuir, de forma que se puede suprimir la fractura retrasada como lo es la fractura por impacto al momento del traslado. (d) Sin embargo, se ha descubierto que, en caso de -10- que se realice un revenido ordinario, después del temple general instantáneo directo, el recalentamiento, temple general instantáneo y revenido autónomos pueden generar una tendencia a que el tamaño de grano austenítico aumente y se puede perder el significado del temple general instantáneo y revenido autónomos combinados con el temple general instantáneo directo. En el caso donde hay presencia de una variedad de pasos de temple general instantáneo en el proceso, el "tamaño de grano austenítico anterior" se refiere a uno que se observa en la etapa posterior a que termine el paso del temple general instantáneo final. (e) Se ha descubierto que tanto la disminución en el tamaño de grano austenítico anterior como la mejora en la resistencia a la fractura por impacto se logran al realizar el tratamiento térmico en un rango de condiciones específicas después del temple general instantáneo directo.

El tratamiento térmico depende de la temperatura de tratamiento térmico. Se prefiere que el valor PL se ajuste en un rango predeterminado usando la siguiente fórmula (1) como parámetro Larson-Miller, donde la dureza del acero puede ajustarse en un rango satisfactorio: PL = [T + 273] x [19.78 + log (t)]„. (1) donde T es la temperatura del tratamiento térmico (°C) , t es el periodo de tiempo del tratamiento térmico (hr) , y log es el logaritmo común. -11- (f) Lo anterior es la explicación de un caso donde se realiza el temple general instantáneo directo después del laminado de acabado. Sin embargo, en el caso donde, después del laminado de acabado, se calientan los tubos de acero en un horno térmico complementario y después se templan, también se puede lograr el mismo efecto. Y así se puede lograr en el caso del método de tratamiento térmico dentro de la tubería.

La presente invención se ha aplicado con base en los hallazgos antes descritos, y lo fundamental de los mismos son los métodos para fabricar tubos de acero sin costuras descritos en los siguientes incisos (1) a (7) . En adelante, se hará referencia a estos hallazgos como "la presente invención (1)" a "la presente invención (7)." También, se puede hacer referencia tanto a la presente invención (1) como a la presente invención (7) como "la presente invención." (1) Un método para fabricar tubos de acero sin costuras en donde un tocho que consta de, en porcentaje de masa, C: 0.15 a 0.35%, Si: 1.0% o menos, Mn: 0.1 a' 1.5%, Cr: 0.2 a 1.5%, Mo: 0.1 a 1.5%, Ti: 0.005 a 0.50%, y Al: 0.001 a 0.50% y el equilibrio que es el Fe e impurezas; las impurezas tienen una composición de 0.1% o menos de Ni, 0.04% o menos de P, 0.01% o menos de S, 0.01% o menos de N, y 0.01% o menos de 0, se punza en caliente y se lamina en caliente, y después se realiza el tratamiento térmico, en donde un tubo de acero laminado en caliente se somete al temple general instantáneo -12- directo a una temperatura de no menos que el punto de transformación Ar3; después, el tubo de acero se somete a tratamiento térmico a una temperatura no menor a 450°C y no mayor al punto de transformación Aci en el equipo de tratamiento térmico conectado a un aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo; y además el tubo de acero sometido al tratamiento térmico se recaíienta, se templa desde una temperatura no menor al punto de transformación Ac3( y se realiza el revenido a una temperatura no mayor a la del punto de transformación Acx . (2) El método para fabricar tubos de acero sin costuras descrito en el inciso (1) anterior, donde la temperatura de tratamiento térmico en el equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo no es menor a 450°C y no mayor al punto de transformación ci, y un valor PL definido a través de la fórmula (1) que está en el rango de entre 14,000 a 18,600: PL = [T + 273] x [19.78 + log (t)]„. (1) donde T es la temperatura del tratamiento térmico (°C) , t es el periodo de tiempo del tratamiento térmico (hr) , y log es el logaritmo común. (3) El método para fabricar tubos de acero sin costuras descrito en el inciso (2) anterior, donde la -13- temperatura de tratamiento térmico en el equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo no es menor a 500°C y no mayor al punto de transformación Aci, y un valor PL definido a través de la fórmula (1) que está en el rango de entre 14,000 a 18,600: PL = [T + 273] x [19.78 + log (t)]... (1) donde T es la temperatura del tratamiento térmico (°C), t es el periodo de tiempo del tratamiento térmico (hr) , y log es el logaritmo común. (4) Un método para fabricar tubos de acero sin costuras en donde un tocho que consta de, en porcentaje de masa, C: 0.15 a 0.35%, Si: 1.0% o menos, Mn: 0.1 a 1.5%, Cr: 0.2 a 1.5%, Mo: 0.1 a 1.5%, Ti: 0.005 a 0.50%, y Al: 0.001 a 0.50% y el equilibrio que es el Fe e impurezas; las impurezas tienen una composición de 0.1% o menos de Ni, 0.04% o menos de P, 0.01% o menos de S, 0.01% o menos de N, y 0.01% o menos de 0, se punza en caliente y se lamina en caliente, y después se realiza el tratamiento térmico, en donde un tubo de acero laminado en caliente se mantiene a una temperatura no menor al punto de transformación Ar3 y no mayor a 1000°C se somete a temple general instantáneo en línea de una temperatura no menor al punto de transformación Ar3; después, el tubo de acero se somete a tratamiento térmico a una temperatura no menor a 450 °C y no mayor al punto de transformación Aci en el -14- equipo de tratamiento térmico conectado a un aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo en línea; y además el tubo de acero sometido al tratamiento térmico se recalienta, se templa desde una temperatura no menor al punto de transformación Ac3, y se realiza el revenido a una temperatura no mayor a la del punto de transformación Aclf (5) El método para fabricar tubos de acero sin costuras descrito en el inciso (4) anterior, donde la temperatura de tratamiento térmico en el equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo no es menor a 450 °C y no mayor al punto de transformación Acx, y un valor PL definido a través de la fórmula (1) que está en el rango de entre 14,000 a 18,600: PL = [T + 273] x [19.78 + log (t)]... (1) donde T es la temperatura del tratamiento térmico (°C) , t es el periodo de tiempo del tratamiento térmico (hr) , y log es el logaritmo común. (6) El método para fabricar tubos de acero sin costuras descrito en el inciso (5) anterior, donde la temperatura de tratamiento térmico en el equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo no es menor a 500 °C y no mayor al punto de -15- transformación Aci, y un valor PL definido a través de la fórmula (1) que está en el rango de entre 14,000 a 18,600: PL = [T + 273] x [19.78 + log (t)]... (1) donde T es la temperatura del tratamiento térmico (°C) , t es el periodo de tiempo del tratamiento térmico (hr) , y log es el logaritmo común. (7) El método para fabricar tubos de acero sin costuras descritos en cualquiera de los incisos anteriores (1) a (6) , donde la composición del tocho contiene al menos un tipo de los siguientes compuestos seleccionados de al menos uno de los siguientes grupos de elementos (I) a (III) en lugar de la parte de Fe: (I) B: 0.01% o menos, (II) V: 0.5% o menos, Nb: 0.4% o menos, y (III) Ca: 0.005% o menos, Mg: 0.005% o menos, REM: 0.005% o menos .

Efectos de la Invención De acuerdo con la presente invención, en el proceso de fabricación de tubos de acero sin costuras de baja aleación en donde los tubos de acero ya se templaron mediante temple general instantáneo directo o similar se calientan con tratamiento térmico autónomo a través del recalentado, que puede evitar la aparición de fracturas retardadas como lo es el caso de fracturas por impacto y fracturas por almacenamiento sin una influencia adversa sobre el desempeño -16- del producto.

Breve Descripción de los Dibujos La Figura 1 es una gráfica que muestra la relación entre el valor PL y la dureza antes del tratamiento térmico.

La Figura 2 es una gráfica que muestra la relación entre el valor PL y el tamaño de grano austenítico (?) después de recalentar y templar.

Descripción de las Formas de Realización A continuación se describirá un método para fabricar tubos de acero sin costuras de acuerdo con la presente invención.

A. Composición química del acero de baja aleación El método para fabricar tubos de acero sin costuras de acuerdo con la presente invención se lleva a cabo mediante el proceso en el que cada tocho tiene una composición de acero de baja aleación se punza en caliente y se lamina en caliente, y el tubo laminado se somete después a tratamiento térmico. Primero, se explica la composición química del acero de baja aleación especificado en el método para fabricar tubos de acero sin costuras de baja aleación de acuerdo con la presente invención. En adelante, el símbolo "%" significa "porcentaje por masa." C: 0.15 a 0.35% El C (carbono) es un elemento necesario para mejorar la dureza del acero para mejorar su resistencia. Sin -17- embargo, si el contenido de C es menor a 0.15%, el temple general instantáneo es débil, y no se puede obtener una resistencia suficiente. Por otra parte, si el contenido de C excede 0.35%, la resistencia a fractura por impacto disminuye de forma considerable, y en algunos casos, no se puede lograr el efecto de la presente invención. También, las fracturas del temple general instantáneo pueden formarse en el tubo de acero solo mediante la operación de temple general instantáneo. Por lo tanto, el contenido de C es 0.15% a 0.35%. El contenido más preferido de C es entre 0.20 y 0.30%.

Si: 0.05 a 0.5% El Si (silicio) es un elemento necesario que sirve para evitar la oxidación del acero y para mejorar la resistencia al reblandecimiento del revenido para mejorar la resistencia SSC. Sin embargo, un contenido excesivo del mismo puede causar un efecto de fragilidad en el acero. Para el propósito de evitar la oxidación y mejorar la resistencia SSC, debe existir un contenido de 0.05% o más de silicio, pero el contenido de Si que exceda el 0.5% afecta demasiado la tenacidad de la resistencia SSC. Por lo tanto, el contenido de Si se establece en 0.05 a 0.5%. De preferencia el contenido de Si es de 0.10 a 0.35%.

Mn: 0.1 a 1.5% El Mn (manganeso) está presente por sus propiedades para evitar la oxidación y la desulfuración. Sin embargo, si -18- el contenido de Mn es menor a 0.1%, el efecto del mismo es pobre. Por otra parte, el contenido de Mn que exceda el 1.5% disminuye la tenacidad y la resistencia SSC del acero. Por lo tanto, el contenido de Mn debe estar entre 0.1 y 1.5% De preferencia, el contenido de Mn es 0.20 a 0.70%.

Cr: 0.2 a 1.5% El Cr (cromo) es un elemento necesario para asegurar la dureza del acero, mejorar la resistencia, y aumentar la resistencia SSC del mismo. Sin embargo, el contenido de Cr menor a 0.2% no puede lograr un efecto satisfactorio, y el contenido de Cr que excede el 1.5% disminuye la tenacidad y la resistencia SSC. Por lo tanto, el contenido de Cr de ser de 0.2 a 1.5%. De preferencia, el contenido de Cr es de 0.3 a 1.0%.

Mo: 0.1 a 1.5% El Mo (molibdeno) mejora la dureza del acero para asegurar una alta resistencia y una resistencia mejorada al reblandecimiento por revenido. Como resultado, el molibdeno permite el revenido a una alta temperatura, y es efectivo para mejorar la resistencia SSC. Sin embargo, el contenido de Mo menor a 0.1% reduce estos efectos, y por otra parte, el contenido de Mo que excede 1.5% satura estos efectos y disminuye la resistencia SSC de forma inversa por medio de la segregación. Por lo tanto, el contenido de Mo debe ser 0.1 a 1.5%. De preferencia, el contenido de Mo es 0.3 a 0.8%. -19- Ti: 0.005 a 0.50% El Ti (titanio) se precipita como carbonitruros en el proceso de elevación de temperatura del recalentamiento para el temple general instantáneo autónomo, y logra un efecto para prevenir el aumento en el tamaño de grano del cristal y el crecimiento anormal de grano al momento de recalentado y el temple general instantáneo. También, el titanio tiene un efecto para fijar nitrógeno, el cual es una impureza en el acero. Por lo tanto, cuando se agrega boro en el acero, el titanio tiene el efecto de permitir que exista el boro en el acero en un estado de solución sólida al momento del temple general instantáneo para mejorar la dureza del acero. Sin embargo, el contenido de Ti que es menor a 0.005% reduce estos efectos, y por otra parte, el contenido de Ti que excede el 0.50% deteriora la tenacidad del acero. Por lo tanto, el contenido de Ti debe estar entre 0.005 y 0.50%. De preferencia, el contenido de Ti es de 0.01 a 0.10%. Al: 0.001 a 0.50% El Al (aluminio) es un elemento efectivo para la desoxidación. Sin embargo, el contenido de Al menor a 0.001% no logra los efectos deseados, y el contenido de Al que excede el 0.50% aumenta las imperfecciones que deterioran la dureza del acero. El engrosamiento de las imperfecciones disminuye la resistencia SSC. Por consiguiente, el contenido de Al se establece de 0.001 a 0.50%. -20- La composición química del tubo de acero sin costuras de acuerdo con la presente invención consta de un equilibrio de Fe e impurezas en adición a los componentes arriba descritos. Las impurezas se usan en la presente para hacer referencia a componentes que coexisten debido a varios factores en el proceso de fabricación, incluyendo materias primas como lo es el mineral de hierro y la chatarra cuando se fabrican los tubos de acero sin costuras en la base industrial, y que se permiten hasta el grado tal que la presente invención no se vea afectada de manera negativa.

En la presente invención, los contenidos de Ni, P, S, N y O (oxígeno) en las impurezas deben permanecer restringidas como se describe a continuación.

Ni : 0.1% o menos El Ni (níquel) disminuye la resistencia SSC del acero, y si el contenido de Ni excede 0.1%, existe una disminución considerable en la resistencia SSC. Por lo tanto, el contenido de Ni como elemento de impureza es de 0.1% o menos .

P : 0.04% o menos El P (fósforo) se segrega en el límite de grano para disminuir la tenacidad y la resistencia SSC del acero, y el contenido de P que excede 0.04% disminuye de manera considerable la tenacidad y la resistencia SSC. Por lo tanto, el límite superior del contenido de P como elemento de -21- impureza es 0.04%. De preferencia, el contenido de P es de 0.025% o menos .

S : 0.01% o menos El S (azufre) produce imperfecciones gruesas que disminuyen la tenacidad y la resistencia SSC del acero. El contenido de S que excede 0.01% disminuye de manera considerable la tenacidad y la resistencia SSC. Por lo tanto, el límite superior del contenido de S como elemento de impureza es de 0.01%. De preferencia, el contenido de S es 0.005% o menos .

N: 0.01% o menos El N (nitrógeno) , si existe de forma excesiva, tiende a producir imperfecciones gruesas junto con el Al, Ti, Nb y similares para disminuir la tenacidad y la resistencia SSC del acero. El contenido de N que excede 0.01% disminuye de manera considerable la tenacidad y la resistencia SSC. Por lo tanto, el límite superior del contenido de N como elemento de impureza es de 0.01%. También, la existencia excesiva del nitrógeno afecta el efecto de mejora en la dureza del boro. Por lo tanto, cuando se agrega boro al acero, se desea la fijación del nitrógeno por medio del titanio de forma que no afecte el efecto de la adición del B. 0 : 0.01% o menos El O (oxígeno) produce imperfecciones junto con el Al, Si y similares para disminuir la tenacidad y la -22- resistencia SSC del acero mediante el engrosamiento de imperfecciones. El contenido de 0 que excede 0.01% disminuye considerablemente la tenacidad y la resistencia SSC. Por lo tanto, el límite superior del contenido de O como elemento de impureza es 0.01%.

Como la composición química del tubo de acero sin costuras de acuerdo con la presente invención, además de los componentes antes descritos, se puede contener de forma adicional uno o más de los tipos seleccionados entre los que están el B, V, Nb, Ca, Mg y RE (tierras raras) como componentes opcionales, de ser necesario, en lugar de una parte del Fe.

B: 0.01% o menos El B (boro) puede estar contenido si se considera necesario. Un contenido mínimo de boro aumenta la dureza del acero y mejora la resistencia SSC del mismo. Sin embargo, el contenido de B que excede 0.01% disminuye la tenacidad y la resistencia SSC del acero. Por lo tanto, el contenido de B se establece en 0.01% o menos. Aunque el efecto del boro puede lograrse mediante el contenido de 0.0001% o más, se prefiere que el contenido de B sea 0.0005% o más para asegurar que se logre el efecto del boro. Cuando el contenido de Ti es insuficiente y el nitrógeno se fija de manera insuficiente por el titanio, el soluto de nitrógeno se combina con el boro para formar BN, de forma que disminuye la concentración de B -23- efectiva. La cantidad agregada de B debe determinarse considerando los contenidos de Ti y N.

V : 0.5% o menos El V (vanadio) puede estar contenido si se considera necesario. Si está contenido, el vanadio se precipita como carburo fino (VC) al momento del revenido para aumentar la resistencia al reblandecimiento por revenido y para permitir el revenido a alta temperatura. Como resultado, se puede lograr un efecto de mejora en la resistencia SSC. En especial, ya que la adición del vanadio con el niobio tiene un efecto que da una mayor resistencia a la fractura por tensiones por sulfuro de hidrógeno al acero, se considera necesario el contenido de vanadio. Sin embargo, si el contenido de V excede 0.5%, la tenacidad del acero se deteriora. Por lo tanto, el contenido de V es de 0.05% o menos. El contenido de V preferido es de 0.2% o menos. Para poder lograr un efecto estable por el contenido del V, se prefiere que se contenga 0.05% o más de V.

Nb: 0.4% o menos El Nb (niobio) puede estar contenido si se considera necesario. Si se contiene niobio y se realiza el calentamiento complementario después del laminado de acabado, el niobio se precita como carbonitruro fino para evitar que aumente en tamaño de grano del cristal y el crecimiento anormal de grano durante el recalentado y el temple general -24- instantáneo. Además, el soluto de niobio se precipita de manera fina como carbonitruros durante el revenido después del temple general instantáneo directo, y logra un efecto para disminuir el tamaño de grano austenítico y mejorar la resistencia SSC, de forma que el niobio puede estar contenido si se considera necesario. Sin embargo, el contenido de Nb que excede 0.4% deteriora la tenacidad del acero. Por lo tanto, el contenido de Nb debe ser 0.4% o menos. De preferencia el contenido de Nb es 0.1% o menos. Para poder lograr un efecto estable en el contenido de Nb, el contenido de Nb es de preferencia 0.005% o más. Se prefiere aún más que el contenido de Nb sea 0.01% o más.

Ca: 0.005% o menos, Mg: 0.005% o menos, REM: 0.005% o menos Estos elementos pueden estar contenidos si se consideran necesarios. Si están contenidos, cualquiera de estos elementos reacciona con el azufre existente como una impureza en el acero para formar sulfuros, y tiene un efecto que mejora las formas de las imperfecciones y aumenta la resistencia SSC. Por lo tanto, al menos un tipo de estos elementos debe estar contenido si se considera necesario. Sin embargo, si cualquier elemento está contenido de manera que excede el 0.005%, no sólo la tenacidad y la resistencia SSC disminuyen, sino que también se producen muchos defectos en la superficie del acero. Por lo tanto, el contenido de cualquiera de estos elementos será 0.005% o menos. El -25- contenido preferido es 0.003% o menos. El límite superior de la suma en el caso de que se contengan dos o más tipos de estos elementos es 0.005% o menos, de preferencia 0.003% o menos. Para poder lograr una estabilidad en el efecto del contenido de estos elementos, se prefiere que se contenga 0.0001% o más de cualquiera de estos elementos.

REM es en general un término de diecisiete elementos en donde se agregan el Y y el Se a los quince elementos lantánidos, y se puede contener uno o más tipos de estos elementos. El contenido de REM significa el contenido total de estos elementos.

B. Punzado en caliente, laminado en caliente y tratamiento térmico En la presente invención, se calienta un tocho que consta del acero de baja aleación antes descrito a un rango de temperatura capaz de realizar el punzado, y se somete a punzado en caliente. El tocho sólo debe tener la composición química antes descrita, y no importa si el tocho es de un material de lingote, un material de colada continua de desbaste, o un material CC redondo (Tocho Redondo de Colada Continua) . La temperatura de calentado del tocho antes del punzado está por lo general en el rango entre 1100 y 1300°C. Los medios para el punzado caliente no se restringen de forma necesaria, y por ejemplo, se puede obtener una envoltura hueca mediante el punzón Mannesmann. -26- La envoltura hueca obtenida se somete a laminado de alargamiento y a laminado de acabado. El alargamiento es un paso para producir un tubo de acero sin costuras que tenga la forma y el tamaño deseados al alargar la envoltura hueca punzada por un punzón y al ajustar el tamaño, y puede realizarse por ejemplo mediante el uso de un laminador de mandril o un laminador cerrado sobre mandril. El laminado de acabado puede realizarse mediante el uso de un calibrador o similares. La proporción de trabajo del total de alargamiento y el laminado de acabado no se restringen de forma necesaria. También, la temperatura de laminado de acabado deseada está en el rango de no más de 1100°C. Sin embargo, si la temperatura de laminado de acabado excede 1050°C, se desarrolla una tendencia a que los granos de cristal se engrosen. Por lo tanto, se prefiere que la temperatura de laminado de acabado sea 1050°C o menor. Si la temperatura de lamiando es 900 °C o menos, el laminado se vuelve un poco difícil debido al aumento en la resistencia a la deformación.

En las presentes invenciones (1) a (3) , se realizó el temple general instantáneo rápido antes de completar el laminado en caliente. La temperatura de temple general instantáneo no debe ser menor al punto de transformación Ar3. La razón para esto es que a una temperatura menor al punto de transformación Ar3, la microestructura posterior al temple general instantáneo directo no puede transformarse a una -27- microestructura que conste en su mayor parte de martensita, y no se puede obtener una resistencia predeterminada después del segundo temple general instantáneo. Como método de temple general instantáneo, por lo general es más económico el temple general instantáneo con agua. Sin embargo, se puede usar cualquier método de temple general instantáneo en el que se lleve a cabo la transformación martensítica; por ejemplo, se puede usar el temple general instantáneo por neblina.

En las presentes invenciones (4) a (6), después de completar el laminado en caliente, el tubo laminado en caliente se calienta en un horno de mantenimiento en un rango de temperatura del punto de transformación Ar3 a 1000°C. Si el tubo se caliente a una temperatura que exceda 1000°C, se hace patente el engrosamiento de austenita, de forma que se vuelve difícil disminuir el tamaño de grano austenítico anterior aún si se lleva a cabo el recalentado y el temple general instantáneo en el proceso siguiente. En los métodos para las presentes invenciones (4) a (6) , ya que el tubo se calentó dentro del rango de temperatura que se describió arriba justo antes del temple general instantáneo en línea, si se lleva a cabo el temple general instantáneo inmediatamente después del tratamiento térmico en el horno de mantenimiento, la temperatura de temple general instantáneo, se puede asegurar con suficiencia que la temperatura de temple general instantáneo no es menor al punto de -28- transformación Ar3. El método de temple general instantáneo es el mismo en las presentes invenciones (1) a (3) .

En la presente invención, después del temple general instantáneo directo antes descrito o del temple general instantáneo que usa un método de tratamiento térmico dentro de la tubería, el tubo se somete al tratamiento térmico a una temperatura de no menos de 450°C y no mayor al punto de transformación Aci en un equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo o similar antes descrito.

El método de fabricación de la presente invención se caracteriza porque después del temple general instantáneo directo o similar antes descrito, el tubo se somete a tratamiento térmico a una temperatura no mayor al punto de transformación Acx en el equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo o similar antes descrito. El paso de tratamiento térmico puede reducir la dureza del acero, y suprime la ocurrencia de fractura retardada en la etapa de transportación y en el estado de almacenamiento antes del tratamiento térmico autónomo siguiente (temple general instantáneo autónomo) . Por lo tanto, para este propósito, es necesario no sólo realizar el tratamiento térmico a una temperatura no mayor al punto de -29- transformación Aci, sino también realizar este tratamiento térmico en el equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo o similar. Por lo tanto, no tiene caso realizar el tratamiento térmico autónomo a una temperatura no mayor al punto de transformación ACi ya que se crea la necesidad de transportar el tubo de acero templado para tratamiento térmico, lo que resulta en que ocurra el problema de fractura por impacto en la etapa de transporte.

El propósito del tratamiento térmico a una temperatura no mayor al punto de transformación Acx es controlar la dureza del acero a HRC 42 o más bajo, de preferencia HRC 41 o menos, y de mayor preferencia HRC 40 o menos. De ahí, se evita la ocurrencia de dicha fractura de retraso, como lo es la fractura por impacto o la fractura por almacenamiento, del tubo de acero. El mecanismo para evitar la ocurrencia de fractura de retraso no es necesariamente definitivo. Como la tenacidad del tubo de acero también mejora de forma significativa mediante este tratamiento térmico, la mejora en la tenacidad puede contribuir a la supresión de la fractura por impacto.

Si la temperatura del tratamiento térmico para el tratamiento térmico es menor a 450°C, es difícil controlar la dureza del acero a HRC42 o menos durante un periodo del tiempo de tratamiento térmico ordinario, y la mejora en la -30- resistencia a la fractura por impacto requiere de un periodo demasiado largo de tiempo para el tratamiento térmico. Por lo tanto, en el tratamiento térmico a una temperatura menor a 450°C, no se puede lograr un efecto de mejora satisfactorio. Por otra parte, si la temperatura de tratamiento térmico para el reblandecimiento excede los puntos de transformación Aci, el tubo de acero se calienta a una zona de dos fases de ferrita y austenita, de forma que la transformación regresiva para la fase ferrítica de la estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC) a la fase austenítica de la estructura cúbica centrada en la cara (FCC) no puede completarse en su totalidad en el siguiente paso. Por lo tanto, es insignificante el querer interponer el paso de temple general instantáneo autónomo para completar en su totalidad esta transformación regresiva. De preferencia, la temperatura de tratamiento térmico para el tratamiento térmico es mayor a 500 °C. En adelante, el término "tratamiento de reblandecimiento" se refiere al tratamiento térmico posterior al temple general instantáneo directo o similar y anterior al recalentamiento y temple general instantáneo conducidos de forma que disminuyan la dureza del tubo de acero de manera que dicho tratamiento térmico pueda distinguirse con facilidad del revenido final conducido después del recalentamiento y temple general instantáneo. Con respecto al periodo de tiempo apropiado para el tratamiento de -31- reblandecimiento, ya que el tratamiento de reblandecimiento se realiza de manera continua con el paso anterior en el aparato de calentamiento conectado al aparato para temple general instantáneo en el paso del temple general instantáneo directo o similar, se desea realizar el tratamiento térmico por un periodo corto de tiempo debido a las características de este tratamiento térmico. Aunque el tratamiento de reblandecimiento por un periodo de tiempo largo no se excluye desde el punto de vista de evitar la fractura retardada, el tratamiento de reblandecimiento para un periodo corto de tiempo requiere un equipo de pequeña escala. El periodo de tiempo para el tratamiento de reblandecimiento es de preferencia 1 a 300 minutos, de mayor preferencia 2 a 60 minutos .

El efecto de reblandecimiento del tratamiento de reblandecimiento depende de la temperatura del tratamiento térmico. En la presente invención, la siguiente fórmula (1) puede usarse como parámetro Larson-Miller : PL = [T + 273] X [19.78 + log (t)]... (1) donde T es la temperatura del tratamiento térmico (°C), t es el periodo de tiempo del tratamiento térmico (hr) , y log es el logaritmo común.

En este caso, se prefiere que el tratamiento de reblandecimiento se realice de forma que le valor PL esté en el rango de 14,000 a 18,600. Si el valor PL no es menor a -32- 14,000, la dureza del acero puede controlarse para que sea HRC 42 o menos, de forma que la resistencia a la fractura por impacto puede mejorarse más. Si el valor PL no es mayor a 18,600, el No. de tamaño de grano ? de acuerdo con AST E-112-96 (el mismo aplicará de ahora en adelante) después del recalentamiento y del temple general instantáneo puede ser 8.5 o mayor, de forma que la tendencia para que mejore la resistencia SSC se agudiza.

De mayor preferencia, el tratamiento de reblandecimiento se realiza para que le valor PL se encuentre en el rango de 14,000 a 18,300. En este caso, el No. de tamaño de grano ? después del recalentado y temple general instantáneo puede ser 8.7 o mayor.

Todavía se prefiere más, que el tratamiento de reblandecimiento se realice de forma que el valor PL esté en el rango de 17,000 y 18,000. En este caso, el No. de tamaño de grano ? después del recalentamiento y del temple general instantáneo puede ser 8.8 o más, y la dureza del acero puede controlarse para que sea HRC 40 o menos.

Por lo tanto, cuando el tratamiento de reblandecimiento se realiza a una temperatura de no más del punto de transformación Aci, se reconoce una mayor tendencia al aumento de tamaño de grano austenítico anterior después del recalentado y del temple general instantáneo en comparación con el caso donde no se realizó este tratamiento -33- de reblandecimiento. El mecanismo detallado para esto no es necesariamente definitivo; sin embargo, se asume que los carbonitruros de Ti y Nb se precipitan de forma fina conforme aumenta la temperatura del tratamiento térmico (reblandecimiento) y la prolongación en el periodo de tiempo del tratamiento térmico (reblandecimiento) . Se piensa que como los carbonitruros se aglomeran de forma parcial y se engrosan en el proceso de recalentado y temple general instantáneo, el efecto de fijación se vuelve incompleto en la etapa de . sumergimiento a una temperatura de no menos del punto de transformación Ac3 de recalentado y temple general instantáneo, y el tamaño de grano austenítico después del temple general instantáneo final aumenta ligeramente en comparación con el caso donde el tratamiento de reblandecimiento no se realiza después del temple general instantáneo directo. En este caso donde sólo se realiza el temple general instantáneo directo y no se realiza el tratamiento de reblandecimiento, se piensa que ya que el tubo de acero se somete a remojado para el temple general instantáneo en un estado en el que existen pocos carbonitruros, los carbonitruros se precipitan de forma fina en esta etapa, y el efecto de fijación se logra con suficiencia. Por lo tanto, se desea realizar el tratamiento de reblandecimiento bajo una condición térmica del valor PL mínimo necesario para controlar la dureza del acero a HRC 42 -34- o menos, de preferencia HRC 41 o menos, de mayor preferencia HRC 40 o menos.

Se desea que el enfriamiento posterior al tratamiento térmico (reblandecimiento) sea enfriamiento con aire.

Después del tratamiento térmico (reblandecimiento) , el tubo de acero enfriado se recalienta y templa de manera autónoma, y entra a revenido después. El recalentamiento para el temple general instantáneo autónomo necesita realizarse a una temperatura no menor al punto de transformación Ac3. Ya que el tratamiento de temple general instantáneo necesita realizarse desde un estado austenítico, se asegura una temperatura de temple general instantáneo no menor al punto de transformación Ar3. Si la temperatura de recalentamiento excede el punto de transformación Ac3 + 100°C, los granos de austenita se engrosan. Por lo tanto, se desea establecer la temperatura de calor a una temperatura no mayor al punto de transformación Ac3 + 100°C. Como método de temple general instantáneo, se usa por lo general el método de temple general instantáneo con agua. Sin embargo, se puede usar cualquier método de temple general instantáneo en el que se lleve a cabo la transformación martensítica; por ejemplo, puede usarse el temple general instantáneo por neblina.

El límite superior de la temperatura de revenido final es el punto de transformación Aci que es el límite -35- superior para evitar que la austenita se precipite. Por otra parte, el límite inferior de la temperatura de revenido puede i cambiar de acuerdo con la resistencia del tubo de acero que quiere lograrse. Cuando la resistencia disminuye, la temperatura de revenido aumenta, y cuando la resistencia aumenta, la temperatura de revenido disminuye.

Se desea que el enfriamiento después del revenido final sea el enfriamiento con aire.

Ejemplo 1 Los aceros A a C que tienen composiciones químicas proporcionadas en la Tabla 1 se colaron mediante una máquina de colada continua para preparar tochos que tienen un diámetro de 310 mm. Cada uno de los tochos se punzó mediante un punzón Mannesmann después de calentarse a 1250 °C. Por lo tanto, al laminar para alargado mediante un laminador de mandril y al laminar para reducir el diámetro mediante un reductor, se terminó el tubo para que pudiera tener un diámetro exterior de 273.05 mm, un grosor de pared de 19.05 mm, y una longitud de 12 m. La temperatura de terminado para laminado en caliente fue de 950°C.

[Tabla 1] -36- Tabla 1 Composición Química (% de masa, remanente de Fe e impurezas) Acero C Si Mn P S Cr Mo Ti Al N 0 B V Nb Ca Mg REM A 0.27 0.22 0.44 0.008 0.0040 1.04 0.45 0.027 0.041 0.0031 0.0008 o .0014 0.027 0.0012 B 0.27 0.26 0.42 0.010 0.0010 1.01 0.67 0.012 0.036 0.0036 0.0007 0.0011 0.09 0.026 C 0.27 0.29 0.45 0.006 0.0012 0.51 0.69 0.017 0.039 0.0044 0.0009 0.0010 0.09 0.011 0.0004 0.0002 -37- El tubo de acero laminado en caliente se sometió a (a) temple general instantáneo directo realizado mediante el temple general instantáneo con agua y (b) tratamiento térmico dentro de la tubería en donde se llevó a cabo el calentamiento simultáneo de 950 °C x 10 min de manera inmediata después de completar el laminado en caliente, y el temple general instantáneo se realizó a través del enfriamiento con agua. Se proporcionan las condiciones del tratamiento térmico (reblandecimiento) en la Tabla 2. En la Tabla 2, DQ indica que se realizó el temple general instantáneo directo del elemento (a) anterior, y el ILQ indica que se realizó el tratamiento térmico dentro de la tubería del elemento (b) anterior. -38- [Tabla 2] Tabla 2 Tratamiento Propiedad antes del térmico Condición Tamaño de Proceso recalentamiento y temple (reblandecide grano ? después general instantáneo miento) recalendespués del de No . de Temp. Periodo Energía Porcentaje Dureza tamiento y recalentaValor Acero laminado Observac prueba en de del absorde (HRC) temple miento y PL calen- tiempo bida fractura general temple caliente tamien instantáne general (Nota 1) de (J) dúctil (%) to remoj ad o instantáneo o 1 A DQ 700°C 5min 72.3 73.7 34 8.7 18196 2 A DQ 650°C 3 Omin 41.7 53 38.1 8.8 17979 3 A DQ 650°C 60min 40.3 55.3 37.8 8.8 18257 La 4 A DQ 650°C 9Omin 50.7 61.7 37.3 8.8 18419 invenc 5 A DQ 650°C 120min 47.3 59 37.2 920°C x 8.8 18535 2Omin de 6 A DQ 600°C 5min calor y 48 55.3 39.3 9 17261 se enfria 7 A DQ 500°C 5min 36.3 49.7 40 con agua 9.1 14456 8 A DQ 400°C 5min 25 34 44.8 * * * 12586 Compara 9 A DQ 300°C 5min 30.3 35.7 47.4 * * * 10716 vo La 10 B DQ 550°C 5min * * * * * * 39.6 9.1 15391 invenc Convenc 11 A AR * * * * * * * * * 8.4 nal -39- Convenc 12 A DQ 28.7 25.7 47.9 9.3 nal I 6.1 13 A DQ Ibid. A No. 12 (Nota 2) Referen 14 A ILQ 710°C 300min 88.3 *** 20.1 8.3 20131 *** 920°C x 15 A ILQ 650°C 5min * * * 38.2 8.9 17261 20min de La calor y 16 A ILQ 650°C 300min 74.0 85.0 34.2 8.4 18902 se enfria invenc 17 A ILQ 550°C 30min 41.7 56.3 40.7 con agua 9.1 16031 18 A ILQ 550°C 120min 45.7 62.7 40.3 9.0 16527 900°C x 69min de Convenc 19 A AR - - * * * * * * * * * calor y 8.2 nal se enfria con agua Convenc 20 A ILQ * * * * * * * * * 9.1 nal I 5.6 21 A ILQ 28.7 38.6 49.8 (Nota 2) Referen 22 C ILQ 710°C 300min 128.7 84 21.7 8.3 20131 920°C x 23 C ILQ 650°C lOrain 46.3 52 39.8 20min de 8.8 17539 calor y La 24 C ILQ 650°C 60min 69.3 76.7 39.2 luego se 8.7 18257 enfría invenc 25 C ILQ 650°C 120min 54 63.3 38.5 con agua 8.6 18535 26 C ILQ 550°C 15rain * * * *** 39.5 9.0 15783 -40- Convenc 27 C ILQ * * * * * * * ** 9.0 nal I Ibid al Convenc 28 C AR * * * * * * * ** No. 19 8.2 nal I 5.8 29 C ILQ 42.3 52.3 49.3 (Nota 2) - Referen muestra que no hay medida Nota 1: DQ: temple general instantáneo directo, ILQ: Tratamiento térmico dentro de la tubería (después del laminado en caliente, el calentamiento complementario y el temple general instantáneo) , AR: para laminado (se enfría solo después de calentarse) 5 Nota 2: se muestra el tamaño de grano ? después de DO o ILQ.

Nota 3: Convencional I: AR, después recalentamiento y temple general instantáneo, Convencional II: DO o ILQ, después recalentamiento y temple general instantáneo. -41- Para simular el tratamiento térmico (reblandecimiento) después del temple general instantáneo directo o después del tratamiento térmico dentro de la tubería, el tubo de acero que se templó mediante enfriamiento con agua se cortó en partes, y se sometió a tratamiento térmico bajo varias condiciones en un horno experimental. Además, se realizaron el temple general instantáneo y revenido simulando un temple general instantáneo y revenido autónomo en el horno experimental . La condición de calor para el temple general instantáneo fue de 920°C, el periodo de tiempo de sumergimiento fue 20 minutos, y el temple general instantáneo fue a través de temple general instantáneo con agua. El revenido final se realizó a una temperatura de no menos de 680 °C y no mayor al punto de transformación Aci con el periodo de tiempo de sumergimiento de 30 a 60 minutos de forma que el YS de los aceros estuvieran controlados en el grado de 90 ksi para los aceros A y B, y el grado 110 ksi para el acero C.

Como elementos a examinar, se realizaron las medidas de dureza y la prueba Charpy en la etapa en la que se realizó el tratamiento de reblandecimiento después del temple general instantáneo directo o similar (para el tubos de acero comparativo que no se sometió a tratamiento de reblandecimiento después del temple general instantáneo directo, en la etapa en la que se realizó el temple general -42- instantáneo directo) . Es decir, que se tomó una muestra de un espécimen de los tubos de acero que se sometieron sólo a temple general instantáneo directo y se sometieron al tratamiento de reblandecimiento después del temple general instantáneo directo o similar.

Para la medida de la dureza, la dureza angular C (HRC) se midió en tres puntos de una porción cercana a la superficie interior, una porción en el centro del grosor de la pared, y una porción cercana a la superficie exterior mediante el uso de un instrumento de ensayo de dureza Rockwell, y se calculó el valor medio de nueve puntos.

Para la prueba Charpy, se preparó un espécimen con triangular con un ancho de 10 mm que se cortó en la dirección L (la dirección en la que la dirección a lo largo es paralela a la dirección de laminado) en conformidad con ASTM E-23.

La prueba se condujo a temperatura ambiente, y se evaluó la fractura dúctil de porcentaje y la energía absorbida .

La porción restante del tubo de acero de la cual se tomó la muestra para el examen arriba descrito se sometió además al recalentamiento y temple general instantáneo y revenido antes descritos. En el tubo de acero en este estado final, se examinaron el tamaño de grano austenítico anterior y la resistencia SSC.

El tamaño de grano austenítico anterior se examinó -43- en conformidad con ASTM E-112 -96 al incrustar un espécimen que tiene corte transversal perpendicular a la dirección del laminado en una resina y al causar que el límite de grano apareciera mediante la corrosión del espécimen usando una solución acuosa saturada de ácido pícrico (método Bechet-Beaujard) .

Los resultados examinados también se proporcionan en la Tabla 2. En la Tabla 2, el No. de prueba 12 es un ejemplo convencional en el que el acero A no se sometió a tratamiento térmico (reblandecimiento) después del temple general instantáneo directo o similar, y se sometió al recalentado y temple general instantáneo y al revenido (en la Tabla 2, se indica como método convencional II) . El No. de prueba 13 es un ejemplo obtenido para mostrar el tamaño de grano austenítico anterior en el estado de temple general instantáneo directo sólo, que muestra el tamaño de grano austenítico obtenido en el proceso en el que sólo se realizó el revenido después del temple general instantáneo directo (en la Tabla 2, se indica como ejemplo de referencia) . El No. de prueba 11 es un caso en el que el acero A se punzó en caliente y se laminó para producir un tubo en la misma forma, se permitió que el tubo se enfriara a temperatura ambiente, y después se templó con agua al sumergirlo a 920°C por 20 minutos, y el tubo templado se introdujo a revenido a 695°C por 60 minutos (es decir, como "recalentado y temple general -44- instantáneo y revenido" de la técnica anterior, en la Tabla 2, indicado como método convencional I) , en donde el tamaño de grano austenítico anterior se midió después del temple general instantáneo en caliente.

El No. de prueba 20 (acero A) y el No. de 27 (acero C) son con respecto al convencional aquellos en los que después del tratamiento térmico dentro de la tubería, el tubo se recalentó y se templo y se revino sin ser sometidos a tratamiento térmico (reblandecimiento) (indicado como método convencional II en la Tabla 2) . El No. de prueba 21 (acero A) y el No. 29 (acero C) son de referencia para mostrar el tamaño de grano austenítico en el estado de temple general instantáneo solamente después del tratamiento térmico dentro de la tubería, mostrando el tamaño de grano austenítico anterior obtenido en el proceso en el que sólo se realizó el revenido después del temple general instantáneo de manera inmediata posterior al tratamiento térmico dentro de la tubería (indicado como ejemplo de referencia en la Tabla 2) .

El No. de prueba 19 (acero A) y el No. 28 (acero C) son casos en los que un tocho se punzó en caliente y se laminó para producir un tubo, se permitió que el tubo se enfriara a temperatura ambiente, y después se templó con agua al sumergirlo a 900°C por 69 minutos en un horno de tratamiento térmico autónomo de equipo industrial, y el tubo templado se introdujo a revenido a 695°C por 60 minutos (es -45- decir, como "recalentado y temple general instantáneo y revenido" de la técnica anterior, indicado como método convencional I en la Tabla 2) , en donde el tamaño de grano austenítico anterior se midió después del recalentado y del temple general instantáneo.

Como se nota en la Tabla 2, por ejemplo, la dureza de alrededor de HRC 48 del No. de prueba 12 del temple general instantáneo directo disminuye aproximadamente a 40 mediante el tratamiento térmico de 500°C x 5 min como reblandecimiento después del temple general instantáneo directo o similar como se muestra en el No. de prueba 7. Por lo tanto, se asume que si se realiza el calentamiento por un mayor periodo de tiempo a 500 °C o a una temperatura que exceda los 500°C, se proporciona una dureza de no más de HRC 41.

La Figura 1 es una gráfica que muestra la relación entre el valor PL y la dureza, que se obtuvo con base en los resultados de prueba de la Tabla 2. Se piensa que si el valor PL no es menor a 14,000, se puede asegurar una dureza no más alta a HRC 42.

Con respecto al tamaño de grano austenítico anterior después de recalentar y del temple general instantáneo, en el caso en el que se llevan a cabo el recalentamiento y el temple general instantáneo y el revenido sin el tratamiento de reblandecimiento posterior al temple -46- general instantáneo directo, por ejemplo, el No. de prueba 12, el No. de tamaño de grano austenítico anterior es 9.3. En este caso, el tamaño de grano austenítico anterior disminuye en comparación con el tamaño de grano No. 8.4 en el caso donde se punzó un tocho en caliente y se laminó para producir un tubo, y después se enfrió sin temple general instantáneo directo, y se recalentó, templó y envió a revenido (No. de prueba 11, método convencional I) . Sin embargo, se reconoce la tendencia para que el No. de tamaño de grano austenítico anterior posterior al temple general instantáneo final disminuya con el aumento de la temperatura del tratamiento térmico (reblandecimiento) o la prolongación del periodo de tiempo del tratamiento térmico.

Se reconoce la misma tendencia en el caso donde se realiza el temple general instantáneo después del tratamiento térmico dentro de la tubería. La Figura 2 es una gráfica que muestra la relación entre el valor PL y el tamaño de grano austenítico (?) anterior después del recalentado y temple general instantáneo (antes del revenido final) , que se obtiene con base en los resultados de prueba de la Tabla 2. Es patente que si el valor PL excede 19,000, el No. de tamaño de grano disminuye considerablemente.

Por lo tanto, para poder asegurar la superioridad en la realización sobre el método convencional II (método de recalentamiento y temple general instantáneo) como en los Nos. -47- de prueba 11, 19 y 28, el No. de tamaño de grano deberá ser 8.5 o más, de preferencia 8.7 o más. Por lo tanto, el valor PL debería ser 18,600 o menos, de preferencia 18,300 o menos.

Para verificar la resistencia SSC, se condujo una prueba de carga constante para los Nos. 1, 7 y 15 usando un espécimen para ensayo de tracción para acero redondo y las condiciones de prueba especificadas en NACE TM0177 Método A. Se realizó la prueba para el espécimen de la prueba de un material de acero sometido a un temple general instantáneo final de forma que la dirección a lo largo del mismo fuera la dirección de laminado (dirección L) , y las dimensiones de la parte paralela del espécimen de prueba fueran 6.35 m de longitud y 25.4 mm de diámetro exterior. En la prueba, como solución de prueba, se usó una solución acuosa de 0.5% de ácido acético + 5% de sal (cloruro de sodio) , y se aplicó una elasticidad de 90% de límite elástico mínimo nominal (una elasticidad de 85.5 ksi porque en esta prueba, se hizo el ajuste de forma que el límite elástico nominal de 95 ksi pudo obtenerse para el tubo de acero probado) mientras se suministró un gas de sulfuro de hidrógeno de 0.1 MPa a la disolución. Los resultados de la prueba se muestran en la Tabla 3.

[Tabla 3] Tabla 3 No . de Tratamiento Térmico Estimación -48- Prueba (reblandecimiento) Temperatura Tiempo de Tiempo de de YS TS Dureza sumergimiento rompimiento calentamiento [MPa] [MPa] (HRC) (min) [ r] (°C) 1 700 5 7.53.5 845 24.8 0 7 500 5 753 844.5 25.2 O 15 650 5 762.6 839.5 24.6 O En todos los numerales de prueba, se verificó que no ocurre ruptura alguna en las pruebas de carga constante de 720 horas, y no aparece ningún problema con la resistencia SSC.

[Ejemplo 2] Los aceros D a H cuyas composiciones químicas se muestran en la Tabla 4 se fundieron por medio de una máquina de colada continua, y preparó tochos que tuvieron un diámetro de 310 mm. Cada uno de los tochos se punzó en caliente mediante el punzón Mannesmann después de calentarlo a 1250 °C. Se terminó el laminado en caliente a una temperatura de laminado de acabado de 950°C, de forma que el tubo se terminó para que tuviera un diámetro de 273.05 mm, un grosor de pared de 19.05 mm, y una longitud de 12 m. Para el acero D, después de completar el laminado final, se realizó el temple general instantáneo directo mediante el enfriamiento con agua. Para los aceros E a H, después de completar el laminado de acabado, se realizó el tratamiento térmico dentro de la tubería que -49- involucra temple general instantáneo mediante enfriamiento con agua después del calentado simultaneo de 950 °C x 10 min, y se realizó el tratamiento térmico (reblandecimiento) posterior mediante un aparato de tratamiento térmico conectado a un aparato de temple general instantáneo del paso de tratamiento térmico dentro de la tubería.

Para comparar, se enfrió de manera natural un tipo de acero (acero F) después de completar o terminar el laminado .

[Tabla 4] -50- Tabla 4 Composición Química (% de masa, el equilibrio es mediante Fe e impurezas) Ace C Si Mn P s Cr Mo Ti Al N 0 B V Nb Ca Mg REM ro D 3.27 0.27 0.42 0.008 0.0055 1.03 0.45 0.027 0.044 0.0052 0.0029 0.0013 0.029 0.0021 E ).27 0.27 0.47 0.010 0.0050 1.03 0.47 0.027 0.037 0.0066 0.0008 0.0012 0.028 F D .27 0.25 0.51 0.008 0.0038 1.04 0.47 0.026 0.018 0.0010 0.0008 0.0011 0.029 G ).26 0.29 0.46 0.007 0.0025 1.04 0.70 0.019 0.032 0.0048 0.0011 0.0011 0.028 0.0012 0.0003 H D.26 0.28 0.46 0.011 0.0005 1.03 0.68 0.013 0.026 0.0044 0.0010 0.0011 0.09 0.013 0.0011 0.0003 -51- En consecuencia, todos estos materiales de prueba se recalentaron en un horno de tratamiento térmico autónomo, y se templaron (enfriados con agua), y luego fueron a revenido. El revenido se realizó en un rango de temperatura de 680°C al punto de transformación Aci de manera que el YS de los aceros pudieran controlarse al grado de 95 ksi para los aceros D a G, y al grado 110 ksi para el acero H. Para todos los materiales, en la etapa anterior al revenido, se midió el tamaño de grano austenítico del acero a través del mismo método que en el ejemplo 1.

Del tubo de acero fabricado mediante el proceso arriba descrito, se tomó una muestra de un espécimen de ensayo de tracción para acero redondo que tiene un diámetro parcial paralelo de 6.36 mm y una longitud con medida de 25.4 mm a lo largo de la dirección de laminado. Se realizó un ensayo de tracción a una temperatura normal, y se evaluó la resistencia SSC mediante la prueba DCB (Viga Voladiza Doble) . Se realizó una muestra en el espécimen DCB que tiene un grosor de 10 mm, un ancho de 25 mm, y una longitud de 100 mm de cada uno de los materiales de prueba, y la prueba DCB se condujo en conformidad con NACE (Asociación Nacional de Ingenieros en Corrosión) TM0177-2005 método D. Como baño para la prueba, se usó una solución acuosa de 5% por peso de sal + 0.5% por peso de ácido acético a una temperatura normal (24 °C) en donde se saturó un gas de sulfuro de hidrógeno de 1 -52- atm. El espécimen se remojó en el baño de prueba por 336 horas, y el factor de intensidad de tensiones K1Ssc (ksi.in0,5) se determinó mediante el método especificado en el antes mencionado método D. Se proporcionan los resultados de la prueba en la Tabla 5 junto con las condiciones del tratamiento térmico.

[Tabla 5] -53- Tabla 5 Tamaño de Proceso grano ? Condición Condición después después del de del del No . de Condición de Acero 1aminado tratamiento recalentado YS recalentaISSC calentamiento prueba Valor PL en térmico y temple complementario (ksi) miento y (ksi.in1 2) caliente (reblandegeneral temple (Nota 1) cimiento) instantáneo general instantáne o 920°C, 51 D DQ - - 45.8 min - 107.5 9.1 32.4 52 E ILQ 950°C, 15.5 560°C, 16560 107.6 8.7 31.1 min 53 E ILQ 75.6 min 16560 107.6 8.7 30.7 54 F AR _ _ 106.3 8.3 28.8 55 F AR _ _ 900°C, _ 106.7 7.6 28.1 56 G ILQ 69 min 16592 100.1 8.8 38.6 57 G ILQ 950°C, 16.4 900°C, 16592 100.1 8.8 35.6 min 58 G ILQ 69 min 16592 100.1 8.8 33.7 59 G ILQ 16592 100.1 8.8 31.8 950°C, 60 H ILQ 16.2 min 920°C, 920°C, 16519 113.3 9 25.5 61 H ILQ 68min 68min 16519 113.3 9 24.8 Nota 1: DQ: temple general instantáneo directo, ILQ: Tratamiento térmico dentro de la tubería (después del laminado en caliente, remojo y temple general instantáneo) , AR: para enfriado (enfriamiento -54- natural) después del laminado en caliente -55- Los Nos. de prueba 52 y 53 y los Nos. de prueba 56 a 61 son la presente invención en donde después del tratamiento térmico dentro de la tubería, se realizó el tratamiento térmico (reblandecimiento) en el equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo. El No. de tamaño de grano ? después del recalentado y del temple general instantáneo de los ejemplos de la presente invención fue 8 . 7 o mayor. El KiSSC fue 3 0 . 7 ksi.in1^2 o más para el material de prueba cuyo YS fue menor a 110 ksi y fue de 24 . 8 ksi . in1/2 o más para el material de prueba cuyo YS no fue menor a 110 ksi. Por lo general, se requiere que la resistencia SSC sea K15Sc 3 0 o más para el YS con grado 95 ksi, y que sea 24 o más para que YS sea grado 110 ksi. De acuerdo con la presente invención, se observa que se asegura la resistencia SSC necesaria.

El No. de prueba 51 es el comparativo en el que se realizó el temple general instantáneo y revenido autónomos después del temple general instantáneo directo, en donde la resistencia SSC es excelente a menos que no haya problema con la fractura retrasada. Los Nos. de prueba 54 y 55 son algunos de los convencionales en donde después de completar el laminado en caliente, los tubos en bruto de laminación se recalentaron y templaron. Es evidente que la resistencia SSC de la presente invención es excelente en comparación con la del convencional . -56- Aplicación Industrial De acuerdo con la presente invención, en el proceso de fabricación de tubos de acero sin costuras de baja aleación en donde los tubos de acero, donde los tubos de acero sin costuras de baja aleación una vez templados mediante temple general instantáneo directo o similar se tratan con calor autónomo a través del recalentado y temple general instantáneo y revenido, que puede suprimir la ocurrencia de fractura retardada como lo es la fractura por impacto o la fractura por almacenamiento sin una influencia adversa en el desempeño del producto. -57-

Claims (4)

REIVINDICACIONES

1. Un método para fabricar tubos de acero sin costuras en donde un tocho que consta de, en porcentaje de masa, C: 0.15 a 0.35%, Si: 1.0% o menos, Mn: 0.1 a 1.5%, Cr: 0.2 a 1.5%, o: 0.1 a 1.5%, Ti: 0.005 a 0.50%, y Al: 0.001 a 0.50% y el equilibrio que es el Fe e impurezas; las impurezas tienen una composición de 0.1% o menos de Ni, 0.04% o menos de P, 0.01% o menos de S, 0.01% o menos de N, y 0.01% o menos de O, se punza en caliente y se lamina en caliente, y después se realiza el tratamiento térmico, en donde (1) un tubo de acero laminado en caliente se somete al temple general instantáneo directo a una temperatura de no menos que el punto de transformación Ar3; o (2) un tubo de acero laminado en caliente se mantiene a una temperatura no menor al punto de transformación Ar3 y no mayor a 1000°C y se templa en línea desde una temperatura no menor al punto de transformación Ar3 ; y después, el tubo de acero se somete a tratamiento térmico a una temperatura no menor a 450°C y no mayor al punto de transformación ACi en el equipo de tratamiento térmico conectado a un aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo; y además el tubo de acero sometido al tratamiento térmico se recaíienta, se templa desde una temperatura no menor al punto de transformación Ac3, y se realiza el revenido a una temperatura no mayor a la del punto de transformación Aci . -58-

2. El método para fabricar tubos de acero sin costuras de acuerdo con la reivindicación 1, donde la temperatura de tratamiento térmico en el equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo o el temple general instantáneo en línea no es menor a 450°C y no es mayor al punto de transformación Aci, y un valor PL definido a través de la fórmula (1) está en el rango de entre 14,000 a 18,600: PL = [T + 273] x [19.78 + log (t)]... (1) donde T es la temperatura del tratamiento térmico (°C) , t es el periodo de tiempo del tratamiento térmico (hr) , y log es el logaritmo común.

3. El método para fabricar tubos de acero sin costuras de acuerdo con la reivindicación 2, donde la temperatura de tratamiento térmico en el equipo de tratamiento térmico conectado al aparato de temple general instantáneo para realizar el temple general instantáneo directo o el temple general instantáneo en línea es mayor a 500°C y no es mayor al punto de transformación Aci, y un valor PL definido a través de la fórmula (1) está en el rango de entre 14,000 a 18,600 : PL = [T + 273] x [19.78 + log (t)]... (1) donde T es la temperatura del tratamiento térmico (°C) , t es el periodo de tiempo del tratamiento térmico (hr) , y log es -59- el logaritmo común.

4. El método para fabricar tubos de acero sin costuras de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, donde la composición de los tochos contiene al menos un tipo de los siguientes compuestos seleccionados de al menos uno de los siguientes grupos de elementos (I) a (III) en lugar de la parte de Fe : (I) B: 0.01% o menos, (II) V: 0.5% o menos, Nb : 0.4% o menos, y (III) Ca: 0.005% o menos, Mg : 0.005% o menos, REM: 0.005% o menos . -60- RESUMEN Se divulga un método para producir un tubo de acero sin costuras, que comprende someter a un tocho que tiene una composición de componentes de, en términos de % de masa, C (0.15 a 0.35%), Si (0.05 a 0.5%), Mn (0.1 a 1.5%), Cr (0.2 a 1.5%), Mo (0.1 a 1.5%), Ti (0.005 a 0.50%), Al (0.001 a 0.50%) y el resto, Fe e impurezas en las cuales el contenido de Ni es 0.1% o menos, el contenido de P es 0.04% o menos, el contenido de S es 0.01% o menos, el contenido de N es 0.01% o menos y el contenido de 0 es 0.01% o menos a perforación en caliente y laminación en caliente y realizar además un tratamiento de caldeo, en donde se lleva a cabo por temple general instantáneo directo momento a partir del cual la temperatura de un tubo de acero después de laminación en caliente no es menor que un punto de transformación Ar3 y a partir de entonces el tratamiento con calor se lleva a cabo a una temperatura de 450°C o superior aunque no mayor que un punto de transformación Aci en el equipo de tratamiento con calor equipado con relación al aparato de temple general instantáneo que realiza el temple general instantáneo directo, además el tubo de acero después de sometido al tratamiento con calor es calentado de nuevo, y el temple general instantáneo se realiza a partir de una temperatura no menor -61- que un punto de transformación de AC3, y después se realiza el revenido en una temperatura no mayor que el punto de transformación Aci. El método no tiene mal efecto en el funcionamiento del producto y puede prevenir la ocurrencia de fractura tardía como agrietamiento por choque o temporal. -62-