MX2014003224A

MX2014003224A - Material de alto rendimiento para aplicaciones de tubos de conduccion bobinados y metodos de produccion.

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Publication number: MX2014003224A
Application number: MX2014003224A
Authority: MX
Inventors: Martin Valdez; Gonzalo Gomez; Jorge Mitre; Bruce A Reichert
Original assignee: Tenaris Coiled Tubes Llc
Priority date: 2013-03-14
Filing date: 2014-03-14
Publication date: 2014-12-09
Also published as: CA2845471C; US20180051353A1; US20190360064A1; US10378074B2; RU2014109873A; RU2664347C2; US10378075B2; BR102014006157B8; EP3845672A1; US20170335421A1; DK2778239T3; JP2014208888A; CA2845471A1; US11377704B2; PL2778239T3; US20190360063A1; US9803256B2; BR102014006157B1; EP2778239B1; BR102014006157A2

Abstract

Las modalidades de la presente invención se refieren a tubos de acero bobinados y métodos de fabricación de los mismos. En algunas modalidades, las microestructuras finales de los tubos de acero bobinados a través de todas las regiones de metal base, uniones soldadas, y zonas afectadas por el calor pueden ser homogéneas. Además, la microestructura final del tubo de acero bobinado puede ser una mezcla de martensita y bainita templada.

Description

MATERIAL DE ALTO RENDIMIENTO PARA APLICACIONES DE TUBOS DE CONDUCCIÓN BOBINADOS Y MÉTODO DE PRODUCCIÓN Incorporación como referencia de prioridades Todas y cada una de las solicitudes respecto de las cuales se reivindique una prioridad extranjera o nacional identificadas en la Hoja de Datos de la Solicitud adjunta a la presente solicitud, quedan incorporadas como referencia conforme lo dispuesto por 37 CFR 1.57.

Referencia Cruzada a las Solicitudes Relacionadas La presente solicitud está relacionada con la solicitud pendiente del solicitante titulada TUBO BOBINADO CON PROPIEDADES MECÁNICAS VARIABLES PARA ALTO RENDIMIENTO Y MÉTODOS DE PRODUCCIÓN DEL MISMO MEDIANTE UN TRATAMIENTO CON CALOR CONTINUO, Número de Serie 13/229517, presentada en Septiembre 9, 2011 y publicada como US 2012/0186686 A1 en Julio 26, 2012, la cual se incorpora a la presente por completo como referencia.

Antecedentes de la Invención En los últimos años el uso tubos de conducción bobinados se ha ampliado para aplicaciones que requieren alta presión y operaciones de largo alcance. Como consecuencia, se necesitan producir tubos bobinados con altas propiedades de tracción con el fin de soportar: i) las cargas axiales sobre tramos largos colgantes o sumergidos, y ii) las presiones elevadas aplicadas durante la operación.

La producción estándar de tubos de conducción bobinados usa como materia prima, tiras laminadas en caliente con propiedades mecánicas que se logran a través del refinamiento microestructural durante el laminado. Este refinamiento se logra con el uso de distintas adiciones de microaleaciones (Ti, N, V) así como también con la selección adecuada de las condiciones del procesamiento de laminado en caliente. El objetivo es controlar la recristalización material y el crecimiento del grano con el fin de lograr una microestructura ultra-fina. El material está limitado en el uso de elementos de aleación en solución de sólidos y el endurecimiento por precipitación, ya que el refinamiento es el único mecanismo que permite una alta resistencia y tenacidad, de forma simultánea.

Esta materia prima se especifica para cada proveedor, y puede requerir diferentes propiedades mecánicas en el acero laminado en caliente con el fin de producir tubos en espiral con diferentes propiedades mecánicas. A medida que las propiedades aumentan, el costo de producción y por lo tanto el costo de materia prima también se incrementa. Se sabe que en el proceso de soldadura tira con tira usado durante el ensamble de la tira larga que será formada/soldada por ERW en un tubo bobinado, se deteriora la zona de unión. A partir de entonces, los tubos bobinados con mejores propiedades, tienden a tener un rendimiento relativamente inferior en la zona de las soldaduras de la tira. Este deterioro es causado por el hecho de que los procesos de soldadura destruyen el refinamiento introducido durante la laminación en caliente, y no hay un tratamiento térmico sencillo posterior a la soldadura capaz de regenerar las propiedades elasticidad y tenacidad. En general la elasticidad se recupera pero la tensión y la resistencia a la fatiga asociadas se deterioran en esta zona. La industria actual puede producir tubos bobinados de alta resistencia solamente a un costo elevado y con bajo rendimiento en las soldaduras de la tira con respecto al cuerpo del tubo.

Una alternativa para la producción de un tubo bobinado es a través de un tratamiento de calor del cuerpo completo. Este tratamiento se aplica a un material formado en un tubo en el llamado estado "verde", debido a que sus propiedades aún no se han definido por las condiciones del tratamiento de calor. En este caso, las principales variables que afectan a las propiedades del producto final son la química del acero y las condiciones de los tratamientos de calor. A partir de ello, combinando apropiadamente composición de acero con el material de soldadura y el tratamiento térmico, los tubos bobinados se podrían producir con propiedades uniformes a través de su longitud eliminando el enlace débil de la unión tira con tira que es crítico en los tubos bobinados convencionales de alta resistencia. Este concepto general ha sido descripto antes, pero nunca aplicado con éxito a la producción de tubos bobinados de alta resistencia (límite elástico de 80 a 140 ksi). La razón radica en que el tratamiento térmico a una velocidad de línea elevada (necesaria para lograr alta productividad) generalmente dará como resultado la necesidad de instalaciones complicadas y grandes. Este proceso podría simplificarse si se seleccionan las condiciones químicas y de tratamiento térmico apropiadas.

La selección de la química compatible con una instalación de tratamiento por calor industrial de dimensiones razonables requiere de una comprensión de las muchas variables que afectan al rendimiento del tubo bobinado medidas como: a) Propiedades Mecánicas Axiales, b) Uniformidad de Microestructura y Propiedades, c) Tenacidad, d) Resistencia a la Fatiga, e) Resistencia a la Acidez, entre otras.

Breve Descripción de la Invención A continuación se describe la química diseñada para producir un tubo bobinado tratado con calor que en su mayor parte cae fuera de los límites para tubos bobinados impuestos por la norma API 5ST. (Max.C:0.16%, Max.Mn: 1.2% (CT70-90) Max.Mn:1.65 (CT100-110), Max.P:0.02% (CT70-90) Max.P:0.025 (CT100-CT110), Max.S:0.005, Si.Max:0.5).

Las modalidades de la presente invención hacen referencia a un tubo de acero bobinado y métodos de producción del mismo. El tubo en algunas modalidades puede comprender una límite elástico superior a aproximadamente 80 Ksi. La composición del tubo puede comprender 0.16-0.35 en peso de carbono, 0.30-2.00 en peso de manganeso, 0.10-0.35 en peso de silicio, hasta 0.005 en peso de azufre, hasta 0.018 en peso de fósforo, estando el resto constituido por hierro e impurezas inevitables. El tubo también puede comprender una microestructura final que comprende una mezcla de martensita y bainita templada, en tanto la microestructura final del tubo bobinado comprende más de 90 % en volumen de martensita templada, en tanto la microestructura es homogénea en el cuerpo del tubo, la línea ERW y los empalmes de las tiras extremo con extremo.

Se describe un tubo de acero bobinado formado a partir de una pluralidad de tiras soldadas, en tanto el tubo puede incluir regiones de metal base, uniones soldadas, y sus zonas afectadas por calor, y puede comprender un límite elástico superior a aproximadamente 80 ksi, una composición que comprende hierro y, 0.17-0.35 en peso de carbono, 0.30-2.00 en peso de manganeso, 0.10-0.30 en peso de silicio, 0.010-0.040 en peso de aluminio, hasta 0.010 en peso de azufre, y hasta 0.015 en peso de fósforo, y una microestructura final que comprende una mezcla de martensita y bainita templada, en tanto la microestructura final del tubo bobinado comprende más de 90 % en volumen martensita templada en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor, en tanto la microestructura final a través de todas las regiones de metal base, uniones soldadas, y zonas afectadas por el calor es homogénea, en tanto la microestructura final comprende una distribución uniforme de carburos finos a través de las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

En algunas modalidades, la composición además comprende, hasta 1.0 en peso de cromo, hasta 0.5 en peso de molibdeno, hasta 0.0030 en peso de boro, hasta 0.030 en peso de titanio, hasta 0.50 en peso de cobre, hasta 0.50 en peso de níquel, hasta 0.1 en peso de niobio, hasta 0.15 en peso de vanadio, hasta 0.0050 en peso de oxígeno, y hasta 0.05 en peso de calcio.

En algunas modalidades, la composición puede comprender 0.17 a 0.30 en peso de carbono, 0.30 a 1.60 en peso de manganeso, 0.10 a 0.20 en peso de silicio, hasta 0.7 en peso de cromo, hasta 0.5 en peso de molibdeno, 0.0005 a 0.0025 en peso de boro, 0.010 a 0.025 en peso de titanio, 0.25 a 0.35 en peso de cobre, 0.20 a 0.35 en peso de níquel, hasta 0.04 en peso de niobio, hasta 0.10 en peso de vanadio, hasta 0.0015 en peso de oxígeno, hasta 0.03 en peso de calcio, hasta 0.003 en peso de azufre; y hasta 0.010 en peso de fósforo.

En algunas modalidades, el tubo puede tener un límite elástico mínimo de 125 ksi. En algunas modalidades, el tubo puede tener un límite elástico mínimo de 140 ksi. En algunas modalidades, el tubo puede tener un límite elástico mínimo de entre 125 ksi y 140 ksi.

En algunas modalidades, la microestructura final puede comprender por lo menos 95 % en volumen de martensita templada en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor. En algunas modalidades, el tubo puede tener un tamaño de grano final de menos de 20 m en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor. En algunas modalidades, el tubo puede tener un tamaño de grano final de menos de 15 µ?? en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

En algunas modalidades, las uniones soldadas pueden comprender soldaduras oblicuas. En algunas modalidades, la resistencia a la fatiga en las soldaduras oblicuas puede ser por lo menos de aproximadamente 80% de las regiones de metal base. En algunas modalidades, el porcentaje de dureza de un empalme soldado, incluyendo su zona afectada por calor, puede ser de 110% o menos que la dureza del metal básico.

Además se describe un método de conformación de un tubo de acero bobinado que puede comprender proveer tiras que poseen una composición que comprende hierro y 0.17-0.35 en peso de carbono, 0.30-2.00 en peso de manganeso, 0.10-0.30 en peso de silicio, 0.010-0.040 en peso de aluminio, hasta 0.010 en peso de azufre, hasta 0.015 en peso de fósforo, y soldar las tiras entre su, obteniendo un tubo a partir de las tiras soldadas, en tanto el tubo comprende regiones de metal base, uniones soldadas, y sus zonas afectadas por calor, austenizar el tubo entre 900-1000°C, enfriar el tubo para formar un microestructura final enfriada de martensita y bainita, en tanto la microestructura enfriada comprende por lo menos 90% de martensita en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor, y templar el tubo enfriado entre 550-720°C, en tanto el templado del tubo enfriado da como resultado un límite elástico superior a aproximadamente 80 ksi, en tanto la microestructura a través de todas las regiones de metal base, uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor es homogénea, en tanto la microestructura comprende una distribución uniforme de carburos finos a través de las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

En algunas modalidades, la soldadura de las tiras puede comprender soldadura oblicua. En algunas modalidades, la formación del tubo puede comprender formar una unión lineal. En algunas modalidades, el método puede además comprender bobinar el tubo templado en una bobina. En algunas modalidades, la austenización puede formar un tamaño de grano inferior a 20pm en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

En algunas modalidades, la composición puede además comprender hasta 1.0 en peso de cromo hasta 0.5 en peso de molibdeno hasta 0.0030 en peso de boro, hasta 0.030 en peso de titanio, hasta 0.50 en peso de cobre, hasta 0.50 en peso de níquel, hasta 0.1 en peso de niobio, hasta 0.15 en peso de vanadio, hasta 0.0050 en peso de oxígeno, y hasta 0.05 en peso de calcio.

En algunas modalidades, la composición puede comprender 0.17 a 0.30 en peso de carbono, 0.30 a 1.60 en peso de manganeso, 0.10 a 0.20 en peso de silicio, hasta 0.7 en peso de cromo, hasta 0.5 en peso de moíibdeno, 0.0005 a 0.0025 en peso de boro, 0.010 a 0.025 en peso de titanio, 0.25 a 0.35 en peso de cobre, 0.20 a 0.35 en peso de níquel, hasta 0.04 en peso de niobio, hasta 0.10 en peso de vanadio, hasta 0.00015 en peso de oxígeno, hasta 0.03 en peso de calcio, hasta 0.003 en peso de azufre, y hasta 0.010 en peso de fósforo.

En algunas modalidades, el tubo templado puede tener un límite elástico superior o igual a 125 ksi. En algunas modalidades, el tubo templado puede tener un límite elástico mínimo de 140 ksi. En algunas modalidades, el tubo templado puede tener un límite elástico mínimo entre 125 y 140 ksi.

Breve Descripción de los Dibujos Figuras 1A-B ilustran diagramas CCT que corresponden a aceros STD2 (A) y STD3 (B).

Figuras 2A-B ilustran diagramas CCT que corresponden a aceros BTi2 (A) y CrMoBTi3 (B).

Figura 3 ilustra la velocidad de enfriamiento en una superficie interna del caño en función del espesor de la pared (WT) para un tubo bobinado enfriado desde el exterior con chorros de agua.

Figura 4 ilustra las propiedades de tracción del acero BTi2 en función de la temperatura de templado máxima (Tmax). Se usaron ciclos tipo pico en estas simulaciones de Gleeble®. (derecha) Propiedades de tensión del mismo acero en función del tiempo de retención a 720°C (ciclos de templado isotérmico).

Figuras 5A-B ilustran martensita no templada que aparece en la banda de segregación central cerca de la línea de ERW luego del recocido de la costura (PWHT). Figuras 5A-B corresponden a un tubo bobinado convencional Grado 90.

Figuras 6A-B ilustran el daño localizado en la banda de segregación central producido durante el ensayo de fatiga de un tubo bobinado Grado 110.

Figuras 7A-B ilustran el daño localizado en la banda de segregación central producido durante un ensayo de fatiga con una alta presión interna (9500 psi) de un tubo bobinado Grado 100.

Figuras 8A-B ilustran las microestructuras de metal base que corresponden al tubo bobinado estándar (A) y un tubo bobinado fabricado a partir de las modalidades de la presente invención (B). En ambos casos el tubo bobinado posee propiedades de tracción que corresponden a un Grado 110 (límite elástico de 110 Ksi a 120 Ksi).

Figuras 9A-B ilustran las microestructuras de la línea ERW que corresponden al tubo bobinado estándar (A) y un tubo bobinado fabricado a partir de las modalidades de la presente invención (B). En ambos casos las propiedades de tracción del tubo bobinado corresponden a un Grado 110 (límite elástico de 110 Ksi a 120 Ksi).

Figuras 10A-B ilustran las microestructuras que corresponden a la HAZ de la ERW para el tubo bobinado estándar (A) y un tubo bobinado fabricado a partir de las modalidades de la presente invención (B). En ambos casos las propiedades de tracción del tubo bobinado corresponden a un Grado 110 (límite elástico de 110 Ksi a 120 Ksi).

Figuras 11A-B ilustran las microestructuras que corresponden a la HAZ de la soldadura oblicua para el tubo bobinado estándar (A) y un tubo bobinado fabricado a partir de las modalidades de la presente invención (B). En ambos casos las propiedades de tracción del tubo bobinado corresponden a un Grado 110 (límite elástico de 110 Ksi a 120 Ksi).

Figura 12 ilustra una grieta formada en servicio en la zona de fusión de una soldadura oblicua (que crece desde la cara interna del tubo). La grieta corre en la dirección de los grandes listones de bainita superior.

Figura 13 ilustra las variantes en dureza (dureza metal base = 100%) a través de típicas soldaduras oblicuas que se obtienen con el procesamiento convencional y el procesamiento de acuerdo a las modalidades de la presente invención. La zona de fusión (FZ) se dispone aproximadamente en el área entre = +/- 5 mm del centro de la soldadura.

Figuras 14A-B ¡lustran las microestructuras que corresponden a la intersección entre la soldadura oblicua y la línea ERW para el tubo bobinado estándar (A) y un tubo bobinado fabricado a partir de las modalidades de la presente invención (B). En ambos casos las propiedades de tracción del tubo bobinado corresponden a un Grado 110 (límite elástico de 110 Ksi a 120 Ksi).

Figura 15 ilustra un dibujo esquemático de una máquina de ensayo de fatiga.

Figura 16 ilustra la resistencia a la fatiga medida para muestras BW con relación a aquellas que corresponden a muestras de BM. Los resultados son valores promedio de diferentes condiciones de ensayo y grados de tubos bobinados (80, 90 y 110 para los tubos convencionales y 80, 90, 110, 125 y 140 para tubos bobinados producidos de acuerdo a la presente invención).

Figura 17 ilustra la mejora en la resistencia a la fatiga en tubos bobinados producidos con una realización de la química y condiciones de procesamiento de acuerdo a la presente invención. La mejora se determina por comparación contra la resistencia a la fatiga medida para tubos bobinados convencionales del mismo grado sometido a ensayo bajo condiciones similares. Los resultados se promediaron para cada grado en diferentes condiciones de prueba. En el caso de los grados 125 y 140, que no son estándar, la comparación de resistencia a la fatiga fue realizada contra acero STD3 en Grado 110.

Figuras 18A-B ilustran muestras de anillos en C luego de probar material grado 80 de acuerdo a NACE T 0177 (90% SMYS, Solución A, 1 bar H2S). A: proceso convencional. B: realización del proceso de la invención.

Descripción Detallada de la Invención El material para tubos bobinados se produce en una acería como tiras laminadas en caliente. Se usa laminado controlado para garantizar una alta resistencia y buena tenacidad por refinamiento microestructural. Las tiras son longitudinalmente cortadas al ancho para la producción del tubo, y luego y luego se empalman extremo con extremo a través de un proceso de empalme (por ejemplo, Soldadura por arco de plasma o Soldadura por fricción-agitación) a fin de obtener una tira más larga. Luego, el tubo se forma mediante el proceso ERW. El rendimiento del producto final se mide en términos de: a) propiedades mecánicas axiales, b) uniformidad de microestructura y propiedades, c) tenacidad, d) resistencia a la fatiga, e) resistencia a la acidez, entre otras. Usando el método del procesamiento tradicional, las propiedades mecánicas del tubo bobinado son el resultado de la combinación de las propiedades de las tiras laminadas en caliente y las modificaciones introducidas durante las operaciones de soldadura y formación de los tubos. Las propiedades así obtenidas se limitan cuando el rendimiento del tubo bobinado se mide según se ha expuesto. La razón radica en que el proceso de soldadura utilizado para unir las tiras modifica la microestructura laminada refinada de una manera que, incluso si se aplican tratamientos térmicos post soldadura, las propiedades aún se ven afectadas. La menor resistencia a la fatiga y pobre rendimiento en acidez se asocian a heterogeneidades en la microestructura y la presencia de componentes frágiles a través de las soldaduras. Se ha propuesto que un nuevo método debe por lo menos comprender un tratamiento térmico sobre todo el cuerpo. Este método ha sido descripto en términos generales, pero nunca se ha especificado. La invención describe las químicas y características del material, que combinadas con ciertos procesos de soldadura, y las condiciones del tratamiento de calor adecuadas, darán como resultado un producto enfriado y templado con alto rendimiento tanto en el cuerpo del tubo como en la soldadura de los empalmes en las tiras. Este material está diseñado para tubos bobinados dado que se selecciona no solamente en términos del costo relativo, sino preferentemente en orden a maximizar la resistencia a la fatiga bajo las condiciones especiales que se aplican a la operación de tubos bobinados (fatiga de ciclo bajo en flexión con carga axial y presiones internas simultáneas).

La presente invención se refiere a un tubo bobinado de alta resistencia (límite elástico mínimo que oscila entre 80 ksi y 140 ksi) con una mayor resistencia a la fatiga de ciclo bajo con respecto a los productos estándar, de acuerdo a lo definido por API 5ST. Además, también se mejora la Tenso fisura por sulfuro (SSC) en la presente invención. Esta excelente combinación de propiedades se obtiene a través de una selección apropiada de las condiciones de procesamiento y química del acero. El procesamiento industrial difiere del método estándar en la aplicación de un Tratamiento con Calor sobre Cuerpo Completo (FBHT), según lo descrito en la Solicitud de Patente Estadounidense Número US2012/0186686 A1. Este FBHT se ejecuta una vez que el tubo bobinado se forma por ERW (Soldadura por Resistencia Eléctrica) y está integrado por al menos un ciclo de austenización, enfriamiento y templado. La descripción antes mencionada está más específicamente relacionada con los parámetros de procesamiento y las químicas del acero para producir un tubo bobinado enfriado y templado con las propiedades mencionadas anteriormente. Aunque la generación de ciertas propiedades mecánicas a través de un tratamiento térmico en un material de base con una composición dada es parte del conocimiento general, la aplicación particular para tubos bobinados utiliza materia prima con la química específica con el fin de minimizar el efecto perjudicial de las variables particulares, tales como los patrones de segregación, sobre las propiedades específicas de esta aplicación.

Una de las propiedades más importantes para el tubo bobinado es un aumento de la resistencia a la fatiga de bajo ciclo. Esto se debe a que durante la operación en campo estándar los tubos bobinados son enrollados y desenrollados con frecuencia, introduciendo deformaciones plásticas que pueden eventualmente producir fallas. Durante la fatiga de bajo ciclo, la deformación se localiza preferentemente en la escala microscópica en las regiones materiales más blandos. Cuando los constituyentes frágiles están presentes en o cerca de estas regiones de concentración de esfuerzo, las grietas pueden concentrarse fácilmente y propagarse. Por lo tanto, una reducción de la resistencia a la fatiga se asocia con las microestructuras heterogéneas (que tienen regiones más blandas que localizan la deformación) en combinación con componentes frágiles (que nuclean y/o propagan grietas). Todas estas características micro-estructurales aparecen en la zona afectada por el calor de las soldaduras (HAZ). Hay algunos tipos de cuerpos de tubos en que las microestructuras también presentan las características anteriormente mencionadas. Esto se debe a que están compuestos de una mezcla de constituyentes blandos y duros, por ejemplo ferrita, perlita y bainita. En este caso la tensión se localiza en la ferrita más blanda, cerca de la frontera con bainita, donde las grietas son nucleadas y propagadas. Los tubos de alta resistencia bobinados tienen actualmente este tipo de microestructura.

Con el fin de evitar la localización de la tensión durante la fatiga de ciclo bajo la microestructura tiene que ser no sólo homogénea a lo largo del cuerpo de tubo y las uniones, sino también en la escala microscópica. Para los aceros con bajo contenido de carbono una microestructura compuesta de martensita templada, que es básicamente una matriz de ferrita con una distribución homogénea y fina de carburos, es ideal. A partir de ello, el objetivo de la selección de la química y las condiciones de procesamiento descriptas en la presente es lograr con el FBHT una microestructura homogénea (en el cuerpo del tubo, la soldadura oblicua y la Línea ERW) compuesta de por lo menos 90% de martensita templada, preferiblemente más de 95 % de martensita templada.

Además, la martensita templada es más adecuada para producir grados de resistencia ultra alta que microestructuras de tubos bobinados estándar (compuestas de ferrita, perlita y bainita), para las cuales adiciones de aleación extremadamente costosas son necesarias a fin de alcanzar límites elásticos superiores a aproximadamente 125 Ksi.

Cuando se compara con estructuras que contienen bainita, otros beneficios importantes de la martensita templada es su mejor resistencia a SSC.

La química del acero se ha definido como el medio más adecuado para la producción de tubos bobinados tratados con calor usando un FBHT, y puede describirse en términos de concentración de Carbono (% en peso de C), Manganeso (% en peso de Mn), Silicio (% en peso de Si), Cromo (% en peso de Cr), Molibdeno (% en peso de o), así como elementos de microaleación como Boro (% en peso de B), Titanio (% en peso de Ti), Aluminio (% en peso de Al), Niobio (% en peso de Nb) y Vanadio (% en peso de V). También, límites superiores pueden darse en impurezas inevitables como Azufre (% en peso de S), Fósforo (% en peso de P) y Oxígeno (% en peso de O).

Con el fin de producir una estructura final compuesta de martensita templada, la química del acero de la presente invención se diferencia principalmente de los tubos bobinados del arte previo en razón del mayor contenido de carbono (véase por ejemplo API 5ST donde el contenido máximo de carbono permitido para los tubos bobinados es de 0.16%), lo cual permite obtener la microestructura deseada a través de un FBHT compuesto por lo menos de un ciclo de austenización, enfriamiento y templado.

Los términos "aproximadamente", "alrededor", y "sustancialmente" tal como se utilizan en la presente memoria representan una cantidad cercana a la cantidad indicada que todavía cumple la función deseada o logra un resultado deseado. Por ejemplo, los términos "aproximadamente", "alrededor", y "sustancialmente" pueden referirse a una cantidad que está dentro de menos de 10% de, dentro de menos de 5% de, dentro de menos de 1% de, dentro de menos de 0,1% de, y dentro de menos de 0,01% de la cantidad indicada.

El carbono es un elemento cuya adición eleva sin incurrir en altos costos la resistencia del acero a través de una mejora de Id templabilidad y la promoción de la precipitación de carburo durante los tratamientos térmicos. Si el carbono se reduce por debajo del 0,17% el endurecimiento no podría ser garantizado y se pueden formar grandes fracciones de bainita durante los tratamientos térmicos. La aparición de bainita dificulta alcanzar un límite elástico superior a 80 ksi con la deseada resistencia a la fatiga y resistencia a SSC. El método de fabricación de tubos bobinados actual no es adecuado para el tratamiento por calor dado que el contenido máximo de carbono permitido por API5ST es 0.16%. Las microestructuras de los tubos bobinados convencionales presentan grandes fracciones de bainita que afectan la tenacidad, resistencia a la fatiga y resistencia a SSC en los grados más resistentes, es decir, tubos bobinados con un límite elástico mínimo superior a 110 Ksi.

Por otra parte, los aceros con más de 0.35% de carbono tendrán poca soldabilidad, siendo susceptibles a presentar constituyentes frágiles y grietas durante la soldadura y las operaciones de tratamiento térmico posteriores a la soldadura. Además, los contenidos de carbono más altos pueden resultar en importantes cantidades de austenita retenida después de enfriamiento que se transforman en componentes frágiles ante el templado. Estos constituyentes frágiles perjudican la resistencia a la fatiga y resistencia a SSC. En consecuencia, el contenido de C de la composición de acero oscila aproximadamente entre 0.17% 50 y aproximadamente 0.35%, preferentemente entre aproximadamente 0.17% y aproximadamente 0.30%.

La adición de manganeso además mejora la capacidad de endurecimiento y la resistencia. Mn también contribuye a la desoxidación y el control de azufre durante el proceso de fabricación de acero. Si el contenido de Mn es inferior a aproximadamente 0.30%, puede ser difícil de obtener el nivel de resistencia deseada. Sin embargo, a medida que el contenido de Mn aumenta, grandes patrones de segregación se pueden formar. Las áreas segregadas de Mn tenderán a formar constituyentes frágiles durante el tratamiento térmico que deterioran la tenacidad y reducen la fatiga. Además, estas áreas segregadas aumentan la susceptibilidad del material a la tensa fisura por sulfuro (SSC). En consecuencia, el contenido de Mn de la composición de acero oscila entre 0.30% y 2.0%, preferentemente entre 0.30% y 1.60%, y más aún entre 0.30% y 0.80% en una aplicación para la cual se usa una resistencia mejorada a SSC.

El silicio es un elemento cuya adición tiene un efecto desoxidante durante el proceso de fabricación de acero y también aumenta la resistencia del acero. En algunas modalidades, si excede aproximadamente 0.30%, la tenacidad puede reducirse. Además, grandes patrones de segregación pueden formarse. En consecuencia, el contenido de Si de la composición de acero oscila entre aproximadamente 0.10% y 0.30%, preferentemente aproximadamente entre 0.10% y aproximadamente 0.20%.

La adición de cromo incrementa la capacidad de endurecimiento y templado del acero. Cr puede emplearse para reemplazar parcialmente Mn en la composición de acero con el fin de lograr una alta resistencia sin producir grandes patrones de segregación que perjudican la resistencia a la fatiga y resistencia a SSC. Sin embargo, Cr es una adición costosa que hace más difícil la producción del tubo bobinado a causa de sus efectos sobre las cargas de formación en caliente. En consecuencia, en algunas modalidades Cr se limita a aproximadamente 1.0%, preferentemente a aproximadamente 0.7%.

Molibdeno es un elemento cuya adición es efectiva para incrementar la resistencia del acero y además ayuda a retardar el ablandamiento durante el templado. La resistencia al templado permite la producción de aceros de alta resistencia con un contenido reducido de Mn incrementando la resistencia a la fatiga y la resistencia a SSC. Las adiciones de Mo pueden además reducir la segregación de fósforo a los límites del grano, mejorando la resistencia a la fractura intergranular. Sin embargo, esta ferroaleación es cara, por lo que es deseable reducir el contenido máximo de Mo dentro de la composición de acero. En consecuencia, en ciertas modalidades, el contenido de Mo máximo es de aproximadamente 0.5%.

Boro es un elemento cuya adición es fuertemente eficaz en el aumento de la capacidad de endurecimiento del acero. Por ejemplo, B puede mejorar la capacidad de endurecimiento inhibiendo la formación de ferrita durante el enfriamiento. En algunas modalidades, B se usa para lograr una buena capacidad de endurecimiento (es decir, una estructura enfriada compuesta de por lo menos 90% martensita) en aceros con un contenido de Mn reducido con el fin de mejorar la resistencia a la fatiga y la resistencia a SSC. Si el contenido de B es inferior a aproximadamente 0.0005 en peso puede ser difícil en estas modalidades obtener la capacidad de endurecimiento deseada del acero. Sin embargo, si el contenido de B es demasiado alto, es posible que se formen carburos de boro gruesos en los límites de grano, perjudicándose la tenacidad. En consecuencia, en una realización, la concentración de B en la composición es inferior a aproximadamente 0.0030%, en otra realización el contenido de B oscila aproximadamente entre 0.0005% y 0.0025%.

Titanio es un elemento cuya adición es efectiva para incrementar la efectividad de B en el acero, fijando las impurezas de nitrógeno como Nitruros de Titanio (Ti'N) e inhibiendo la formación de Nitruros de Boro. Si el contenido de Ti es demasiado bajo puede ser difícil en algunas modalidades obtener el efecto deseado del boro sobre la capacidad de endurecimiento del acero. Por otra parte, si el contenido de Ti es superior a 0.03 % en peso es posible que se formen nitruros y carburos de titanio gruesos (TiN y TiC), afectando adversamente la ductilidad y tenacidad. En consecuencia, en ciertas modalidades, la concentración de Ti puede limitarse a aproximadamente 0.030%.

En otras modalidades, la concentración de Ti puede oscilar entre aproximadamente 0.010% y aproximadamente 0.025%.

Considerando que la producción de tubos bobinados de propiedades mecánicas bajas aprovecha la baja resistencia al templado, las adiciones de B y Ti mejoran la capacidad de endurecimiento sin incrementar la resistencia al templado. Así se posibilita la producción de grado 80 ksi sin tiempos de períodos de remojo prolongados durante el templado, con la subsecuente mejora en la productividad. Dado que una de las limitaciones para la producción de un tubo bobinado en una línea de tratamiento con calor es la longitud de la línea para remojar adecuadamente el material durante el templado, el uso de B y Ti es particularmente relevante para la producción de un tubo bobinado con un bajo límite elástico.

El cobre es un elemento que no es necesario en ciertas modalidades de la composición del acero. Sin embargo, en algunas aplicaciones de tubos bobinados el Cu puede ser necesario con el fin de mejorar la resistencia a la corrosión atmosférica. Así, en ciertas modalidades, el contenido de Cu de la composición de acero puede limitarse a menos de aproximadamente 0.50%. En otras modalidades, la concentración de Cu puede oscilar entre aproximadamente 0.25% y aproximadamente 0.35%.

El níquel es un elemento cuya adición incrementa la resistencia y tenacidad del acero. Si se agrega Cu a la composición del acero, Ni puede usarse para evitar los defectos del laminado en caliente conocidos como fragilidad en caliente. Sin embargo, Ni es muy costoso y, en ciertas modalidades, el contenido de Ni de la composición de acero se limita a menos de o es igual a aproximadamente 0.50%. En otras modalidades, la concentración de Ni puede oscilar entre aproximadamente 0.20% y aproximadamente 0.35%.

El niobio es un elemento cuya adición a la composición de acero puede refinar el tamaño de grano austenítico del acero durante el recalentamiento en la región austenítico, con el subsecuente aumento de la resistencia y tenacidad. Nb además puede precipitarse durante el templado, incrementando la resistencia del acero por el endurecimiento de la dispersión de partículas. En una realización, el contenido de Nb de la composición de acero puede oscilar entre aproximadamente 0% y aproximadamente 0.10%, preferentemente aproximadamente entre 0% y aproximadamente 0.04%.

El vanadio es un elemento cuya adición puede usarse para incrementar la resistencia del acero por precipitaciones de carburo durante el templado. Sin embargo si el contenido de V de la composición de acero es superior a aproximadamente 0.15%, puede formarse una fracción de volumen grande de vanadio, con la consiguiente reducción en la tenacidad del acero. En consecuencia, en ciertas modalidades, el contenido de V del acero se limita a aproximadamente 0.15%, preferentemente a aproximadamente 0.10%.

El aluminio es un elemento cuya adición a la composición de acero posee un efecto desoxidante durante el proceso de fabricación del acero y además refina el tamaño de grano del acero. En una realización, si el contenido de Al de la composición de acero es inferior a aproximadamente 0.010%, el acero puede ser susceptible a la oxidación, exhibiendo altos niveles de inclusiones. En otras modalidades, si el contenido de Al de la composición de acero es superior a aproximadamente 0.040%, 4es posible que se formen precipitados gruesos que perjudiquen la tenacidad del acero. En consecuencia, el contenido de Al de la composición de acero puede oscilar entre aproximadamente 0.010% y aproximadamente 0.040%.

El azufre es un elemento que provoca la reducción de la tenacidad y maleabilidad del acero. En consecuencia, en algunas modalidades, el contenido de S de la composición de acero se limita a un máximo de aproximadamente 0.010%, preferentemente aproximadamente 0.003%.

El fósforo es un elemento provoca la reducción de la tenacidad del acero. En consecuencia, el contenido de P de la composición de acero se limita a un máximo de aproximadamente 0.015%, preferentemente aproximadamente 0.010%.

El oxígeno puede ser una impureza dentro de la composición de acero que está presente fundamentalmente en forma de óxidos. En una realización de la composición del acero, a medida que el contenido de O aumenta, las propiedades de impacto del acero se deterioran. En consecuencia, en ciertas modalidades de la composición del acero, se desea un contenido de O relativamente bajo, menor o igual a aproximadamente 0.0050 % en peso; preferentemente menor o igual a aproximadamente 0.0015 % en peso.

El calcio es un elemento cuya adición a la composición de acero puede mejorar la tenacidad modificando la forma de las inclusiones de sulfuro. En una realización, la composición de acero puede comprender una relación mínima de contenido de Ca a S de Ca/S > 1.5. En otras modalidades de la composición del acero, un exceso de Ca es innecesario y la composición de acero puede comprender un contenido máximo de Ca de aproximadamente 0.05%, preferentemente aproximadamente 0.03%.

El contenido de impurezas inevitables que incluyen, entre otras N, Pb, Sn, As, Sb, Bi y similares preferentemente se mantiene lo más bajo posible. Sin embargo, las propiedades (por ejemplo, resistencia, tenacidad) de los aceros obtenidos de las modalidades de las composiciones de acero de la presente invención pueden no ser sustancialmente deterioradas en la medida en que tales impurezas se mantengan por debajo de niveles seleccionados. En una realización, el contenido de N de la composición de acero puede ser inferior a aproximadamente 0.010%, preferentemente menor o igual a aproximadamente 0.008%. En otra realización, el contenido de Pb dé lfl COfTlp de acero puede ser menor o igual a aproximadamente 0.005%. En una realización adicional, el contenido de Sn de la composición de acero puede ser menor o igual a aproximadamente 0.02%. En una realización adicional, el contenido de As de la composición de acero puede ser menor o igual a aproximadamente 0.012%. En otra realización, el contenido de Sb de la composición de acero puede ser menor o igual a aproximadamente 0.008%. En una realización adicional, el contenido de Bi de la composición de acero puede ser menor o igual a aproximadamente 0.003%.

La selección de una química de acero específica de la presente invención dependerá de la especificación del producto final y las limitaciones de la planta industrial (por ejemplo en las líneas de tratamiento por calor por inducción es difícil lograr tiempos de remojo prolongados durante el templado). La adición de Mn se reducirá cuando sea posible debido a que afecta la resistencia a la fatiga y la resistencia a SSC a través de la formación de grandes patrones de segregación. Cr y en menor medida Mo serán usados para reemplazar Mn, y el tratamiento con calor del cuerpo completo se mantendrá lo más simple posible. Ambos elementos aumentan la estabilidad del carburo y la resistencia al ablandamiento, lo cual puede conducir a tiempos de remojo prolongados durante el templado. Por lo tanto, estos elementos son preferidos en los grados de mayor resistencia (por ejemplo Grado 110 y superiores) para los cuales se desea resistencia al templado, y se evitan en los inferiores (Grado 80) para los cuales largas y poco prácticas líneas de tratamiento con calor serían necesarias.

En el caso de los grados menores (Grado 80), se preferirá la adición de B y Ti en microaleaciones en combinación con adecuados contenidos de C. Estos elementos permiten lograr una buena capacidad de endurecimiento sin el uso de altas adiciones de Mn. Por otra parte, B y Ti no incrementan la resistencia al templado. Por lo tanto, es posible emplear un tratamiento de templado simple y breve para lograr el nivel de resistencia deseado.

El procesamiento industrial correspondiente a la presente invención se describe en los siguientes párrafos, concentrándonos en las condiciones del Tratamiento con Calor del Cuerpo Completo (FBHT).

La materia prima para los tubos bobinados se produce en una acería en forma de tiras laminadas en caliente con un espesor de pared que puede oscilar entre aproximadamente 0.08 pulgadas y aproximadamente 0.30 pulgadas. El proveedor del acero puede utilizar laminación controlada para refinar la microestructura laminada. Sin embargo, no se necesita un refinamiento microestructural importante de las tiras laminadas, dado que en la presente invención la microestructura y las propiedades mecánicas están definidas en su mayor parte por el FBHT final. Esta flexibilidad en el proceso de laminación en caliente ayuda a reducir el costo de materias primas, y permite utilizar químicas de acero no disponibles cuando se pueden usar procedimientos de laminación en caliente complejos (en general la laminación controlada sólo se puede aplicar a los aceros microaleados de bajo carbono).

Las tiras de acero son cortadas longitudinalmente al ancho para la producción de los tubos. Luego, las tiras son empalmadas extremo con extremo a través de un proceso de soldadura (por ejemplo, Soldadura por arco de plasma o Soldadura por fricción-agitación) a fin de obtener una tira más larga que permite alcanzar la longitud del tubo. Estas tiras soldadas se transforman en un tubo usando, por ejemplo, un proceso ERW. Los diámetros externos de los tubos bobinados típicos oscilan entre 1 pulgada y 5 pulgadas. Las longitudes de los tubos son de aproximadamente 15,000 pies, a pesar que pueden oscilar entre aproximadamente 10,000 pies y aproximadamente 40,000 pies.

Obtenido el tubo, se aplica el Tratamiento con Calor del Cuerpo Completo (FBHT). El objetivo de este tratamiento térmico es producir una microestructura final homogénea compuesta de por lo menos 90% de martensita templada, siendo el resto bainita. Esta microestructura, que posee una distribución de carburo uniforme y un tamaño de grano inferior a 20 um -preferentemente inferior a 15 um- garantiza buenas combinaciones de resistencia, ductilidad, tenacidad y resistencia a la fatiga de ciclo bajo. Además, según se ha mencionado, seleccionando adecuadamente la química del acero este tipo de m icroestrUCtU T5 adéCÍiada para mejorar la resistencia a la Tenso fisura por Sulfuro (SSC) en comparación con las estructuras convencionales, compuestas de ferrita, perlita y grandes fracciones en volumen de bainita superior.

El FBHT está compuesto de por lo menos un ciclo de austenización y enfriamiento (Q) seguido de un tratamiento de templado (T). La austenización se realiza a temperaturas entre 900°C y 1000°C. Durante esta etapa, el tiempo total de permanencia por encima de la temperatura de equilibrio Ae3 debería ser seleccionada para garantizar una disolución completa de los carburos de hierro sin tener un excesivo crecimiento de grano austenítico. El tamaño de grano buscado es inferior a 20 um, preferentemente inferior a 15 um. El enfriamiento debe realizarse controlando la velocidad de enfriamiento mínima con el fin de lograr una microestructura final enfriada compuesta de por lo menos 90% de martensita en todo el tubo.

El templado se lleva a cabo a temperaturas entre 550°C y 720°C. El tratamiento con calor por sobre 720°C puede conducir a la transformación de martensita parcial en austenita con alto contenido de carbono. Este constituyente debe ser evitado dado que tiende a transformarse en constituyentes frágiles, que pueden deteriorar la tenacidad y resistencia a la fatiga. Por otra parte, si el templado se realiza por debajo de 550°C el proceso de recuperación de la estructura enfriada dislocada no es completo.

Por lo tanto, la tenacidad puede nuevamente reducirse fuertemente. El ciclo de templado debe ser seleccionado, dentro del rango térmico mencionado, con el fin de alcanzar las propiedades mecánicas deseadas. El límite elástico mínimo puede oscilar entre 80 ksi y 140 ksi. El tiempo adecuado de permanencia a la temperatura debe seleccionarse para garantizar una distribución de carburo homogénea en el tubo base y las áreas soldadas (la línea ERW y los empalmes tira con tira). En algunos casos, con el fin de mejorar la combinación de resistencia y tenacidad es posible ejecutar más de un ciclo de austenización, enfriamiento y templado. Luego del FBHT el tubo puede ser sometido a un proceso de dimensionamiento, con el fin de garantizar las tolerancias dimensionales específicas, liberado de tensiones, y bobinado en una bobina.

Ejemplos: Ejemplo A: Selección de la química con el fin de mejorar capacidad de endurecimiento Según se ha mencionado, la microestructura de la presente invención está compuesta de por lo menos 90% de martensita templada con una distribución homogénea de carburos finos, mientras que el resto es bainita. Esta microestructura permite la producción de un tubo bobinado con la combinación deseada de alta resistencia, resistencia a la fatiga de bajo ciclo extendida y resistencia mejorada a SSC.

La martensita templada se obtiene mediante por lo menos un tratamiento con calor de enfriamiento y templado, que se ejecuta una vez que el tubo se forma por ERW. El tratamiento con calor puede ser repetido dos o más veces si se desea un refinamiento adicional para mejorar la resistencia a SSC. Esto se debe a que los ciclos subsecuentes de austenización y enfriamiento reducen no solamente el tamaño de grano austenítico previo, sino además el bloque de martensita y los tamaños de paquete.

Para obtener la microestructura buscada con buena capacidad de endurecimiento, por lo menos 90% de martensita debe formarse al final del proceso de enfriamiento. Una selección adecuada de la química es vital para lograr tal fracción en volumen de martensita. La selección de las composiciones de acero adecuadas se basan en los resultados de los experimentos ejecutados con un simulador termo-mecánico Gleeble® 3500. Los ensayos industriales fueron ejecutados con posterioridad para confirmar los descubrimientos en el laboratorio.

Algunas químicas de acero analizadas en laboratorio se listan en la Tabla A1. Para todas estas químicas se realizaron ensayos dilatométricos en el equipo Gleeble® con el fin de construir diagramas de Transformación de Enfriamiento Continuo (CCT). Los diagramas CCT fueron usados, en combinación con los análisis metalográficos de las muestras obtenidas de las simulaciones, para determinar la velocidad de enfriamiento mínima tenga más de 90% de martensita. Esta velocidad de enfriamiento crítica, principalmente dependiente de la química del acero, será denominada CR90.

Tabla A1: Composición química de los aceros estudiados experimentalmente. Las concentraciones de. elementos se expresan en porcentaje en peso (% en peso).

Los ejemplos de los diagramas CCT obtenidos se presentan en las Figuras 1-2. En todos los casos la austenización fue ejecutada a 900-950°C con el fin de obtener un tamaño de grano austenítico fino (AGS) de 10-20 um. Los aceros STD1, STD2 y STD3 poseen químicas dentro de API 5ST, pero fuera del rango de la presente invención a causa de su baja adición de carbono (Tabla A1). El enfriamiento crítico CR90 fue superior a 100°C/s en el caso de STD1 y STD2, y aproximadamente 50°C/s para STD3.

Figuras 1A-B ilustran diagramas CCT que corresponden a los aceros STD2 (A) y STD3 (B). Se indican en negritas las condiciones de enfriamiento críticas para producir una microestructura final compuesta de aproximadamente 90% de martensita, mientras que el resto es bainita. Figuras 2A-B ilustran los diagramas CCT que corresponden aceros BTi2 y CrMoBTi3. Se ilustran en negritas las condiciones de enfriamiento críticas para producir las microestructuras finales compuestas de aproximadamente 90% de martensita, mientras que el resto es bainita. El primero es un acero C-Mn microaleado con B-Ti (véase la Tabla A1). Cr oBTi2 es un acero al carbono intermedio que posee adiciones de Cr y Mo, también microaleado con B-Ti. Las velocidades de enfriamiento críticas medidas (que corresponden a las curvas de enfriamiento que se indican en negritas en los diagramas CCT) fueron de 25°C/s y 15°C/s para BT¡2 y CrMoBTi3, respectivamente.

En la Figura 3 se presenta la velocidad de enfriamiento promedio de tubos tratados en una planta de enfriamiento industrial (chorros de agua que enfrían el tubo desde la superficie externa). Los valores se ilustran en función del Espesor de Pared (WT) del tubo. El área sombreada en la curva corresponde al rango de espesor de pared típico de aplicaciones de tubos bobinados. Es claro que cuando se seleccionan I a S químiCelS 06 acero adecuadas para tener más del 90% de martensita templada, la velocidad de enfriamiento crítica de la aleación debería ser igual o inferior a 30°C/s. De lo contrario, se formaría más de 10% de bainita durante el enfriamiento del tubo más grueso (WT = 0.3 pulgadas) en la planta mencionada.

STD1, STD2 y STD3 poseen velocidades de enfriamiento críticas superiores a 30°C/s, en consecuencia estos aceros no son adecuados para la presente invención. Por otra parte, la capacidad de endurecimiento es adecuada en los aceros BTi2 y CrMoBTi3. La mejora en la capacidad de endurecimiento se debe a un incremento en el contenido de carbono y la adición de B-Ti.

En la Tabla A2 se indican las velocidades de enfriamiento críticas medidas para los aceros de la Tabla A1. STD1, STD2 y STD3 son químicas actualmente usadas para tubos bobinados grados 80, 90 y 110; y cumplen con API 5ST. Sin embargo, aún el más aleado STD3 posee una velocidad de enfriamiento crítica para garantizar más de 90% de martensita templada en tubos con un WT en el rango de interés. Es claro que los materiales estándar no son adecuados para producir la microestructura buscada de la presente invención y la capacidad de endurecimiento debe mejorarse. En los aceros poco aleados el elemento más importante que afecta la capacidad de endurecimiento es el Carbono. Por lo tanto, C fue incrementado por sobre el máximo especificado por API 5ST (0.16 % en peso) para producir velocidades de enfriamiento críticas no superiores a 30°C/s. En la presente invención la adición de carbono oscila entre 0.17% y 0.35% (el nivel máximo fue seleccionado para garantizar una buena capacidad de soldadura y tenacidad). Según recién se ha mencionado, el resto de la química debe ser ajustado para lograr valores de CR90 iguales o inferiores a 30°C/s. 0.40 0.15 1.00 0.25 B-Ti 25 SI 0.40 0.15 1.00 0.50 B-T¡ 15 0.60 0.16 0.50 0.25 B-T¡ 30 Sí Tabla A2: Velocidades de enfriamiento críticas para obtener más de 90% de martensita (CR90) medidas para los aceros analizados. Los valores se determinaron en base a ensayos dilatométricos y análisis metalográficos con un dispositivo Gleeble®.

Las siguientes pautas para la selección de las químicas de acero adecuadas se obtuvieron del análisis de los resultados experimentales en la Tabla A2: Aceros al C-Mn: La capacidad de endurecimiento depende fundamentalmente de las adiciones de Carbono y Manganeso. Aproximadamente 2% de Mn puede usarse para lograr la capacidad de endurecimiento deseada cuando C se encuentra en el límite inferior (acero CMn1). Sin embargo, Mn es un elemento que produce fuertes patrones de segregación que pueden reducir la resistencia a la fatiga. Por lo tanto, la adición de Mn se reduce en las formulaciones con mayor contenido de Carbono. Por ejemplo, cuando la concentración de carbono es de aproximadamente 0.25%, 1.6% Mn es suficiente para lograr la capacidad de endurecimiento (acero CMn2). ' Aceros al B-Ti: estas aleaciones son aceros al carbono microaleado con Boro y Titanio. Debido al incremento en la capacidad de endurecimiento asociada al efecto del Boro, Mn puede ser adicionalmente reducido, Para el carbono en el límite inferior, aproximadamente 1.6% Mn puede usarse para lograr la capacidad de endurecimiento. Cuando la concentración de carbono es de aproximadamente 0.25%, 1.3% Mn es suficiente para lograr la capacidad de endurecimiento (acero BT¡2).

Aceros al Cr-Mo: estos aceros poseen adiciones de Cr y Mo que son de utilidad para incrementar la resistencia al templado, lo cual los hace adecuados para grados de ultra alta resistencia. Además, Cr y Mo son elementos que mejoran la capacidad de endurecimiento; por lo tanto la adición de Mn puede ser adicionalmente reducida. Sin embargo, Cr y Mo son adiciones costosas que reducen la maleabilidad en caliente del acero, y su contenido máximo se limita a 1% y 0.5%, respectivamente. En un ejemplo con carbono en el límite inferior, aproximadamente 1% de Mn puede usarse para lograr la CR90 (CrMol). Si el acero además está microaleado con B-Ti, es posible realizar una reducción adicional del Mn a 0.6% (CrMoBTM).

Ejemplo B: Selección de la química para distintos grados de tubos bobinados Para analizar el comportamiento del templado de los aceros presentados en la Tabla A1, se realizaron simulaciones de tratamientos con calor industriales en Gleeble®. Las simulaciones comprendieron una austenización a 900-950°C, enfriamiento a 30°C/s y templado. En el caso particular de los aceros STD 1 , STD2 y STD3 se usaron velocidades de enfriamiento más altas con el fin de lograr por lo menos 90% de martensita durante el enfriamiento. Para STD1 y STD2 se usó una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 150°C/s, mientras que para STD3 el enfriamiento se ejecutó a 50°C/s. Estas velocidades de enfriamiento más altas pueden lograrse en pequeñas muestras en el Gleeble® cuando se aplica enfriamiento con agua externa. Luego del enfriamiento las muestras fueron templadas usando dos tipos de ciclos: -Ciclo tipo poco: Calentamiento a 50°C/s hasta una temperatura máxima (Tmax) entre 550°C y 720°C. Enfriamiento a aproximadamente 1.5°C/s hasta temperatura ambiente. Estos ciclos tuvieron por objeto simular las condiciones reales de templado en los hornos de inducción, que se caracterizan por una alta velocidad de calentamiento, ausencia de tiempo de remojo a la temperatura máxima y enfriamiento con aire.

-Ciclo isotérmico: Calentamiento a 50°C/s hasta 710°C, remojo a esta temperatura durante un lapso entre 1 min a 1 hora y enfriamiento a aproximadamente 1.5°C/s. Este ciclo fue usado para simular el templado en una línea industrial con varios inductores de remojo o con un horno de túnel.

En todos los casos la temperatura de templado osciló entre 550°C y 720°C. Las temperaturas superiores a 720°C fueron evitadas dado que se produce una re-austenización no deseada. Por otra parte, si el templado se realiza por debajo de 550°C, la recuperación de la estructura dislocada no es completa, y el material presente constituyentes frágiles que pueden afectar negativamente la resistencia a la fatiga.

Los ciclos de templado tipo pico son preferidos para reducir la longitud de la línea y con el fin de mejorar la productividad. Por lo tanto, la posibilidad de obtener un grado dado con una química de acero específica estuvo fundamentalmente determinada por la curva de templado obtenida usando este tipo de ciclos. Si luego de un templado tipo pico a 720°C la resistencia aún es alta para el grado, remojo a la temperatura máxima puede realizarse. Sin embargo, a medida que el tiempo de remojo aumenta, es posible que se necesiten líneas industriales más grandes, caras y menos productivas.

En la Figura 4 (a la izquierda) se presenta la curva de templado medida para el acero BTi2. Las propiedades de tensión se ilustran en función de la temperatura de templado máxima. Ciclos térmicos tipo pico fueron usados en las simulaciones. A partir de la Figura se observa que los Grados 90 a 125 pueden 1 ser obtenidos cambiando la temperatura pico máxima de aproximadamente 710°C a 575°C, respectivamente. Con esta química no es posible alcanzar 140 Ksi de límite elástico sin reducir la temperatura de templado por debajo de 550°C. Con relación a los grados menores, es posible usar 3 minutos de remojo a 710°C para obtener el Grado 80 (a la derecha de la Figura 4).

En base a los resultados obtenidos de las simulaciones Gleeble®, se preparó la Tabla B1. Esta Tabla ilustra, para cada acero analizado, la posibilidad de producir diferentes grados, de 80 Ksi a 140 Ksi de límite elástico mínimo. Por ejemplo, en el caso de BTi2 es posible lograr grados 90 a 125 usando templado de ciclos tipo pico. Sin embargo es posible usar 2 minutos de remojo a 720°C en el caso del Grado 80, razón por la cual se marca la celda correspondiente a "remojo".

BTÍ1 No no BTi2 Remojo Sí Sí Sí no CrMol Remojo Remojo SI Si- Si CrMo2 Remojo Remojo remojo Sí Sí CrMoBTM Remojo Remojo Sí Sí CrMoBTi2 Remojo Remojo Sí SI CrMoBT¡3 Remojo Remojo remojo Sí CrMoBT¡4 Remojo Remojo Sí Tabla B1: Posibilidad de producir industrialmente los Grados 80 a 140 usando las químicas de acero analizadas. Cuando se observa "remojo" en la celda, significa que es posible usar más de 1 minuto de remojo a 720°C para alcanzar el grado.

A partir de los resultados obtenidos queda claro que con el fin de obtener los grados más altos, es posible usar mayores adiciones de Carbono y Cr- o. Particularmente, el Grado 140 no puede lograrse con las químicas estándar, según API5ST, dado el bajo contenido de carbono. Por otra parte, para lograr el Grado 80 una química con bajo, sin adiciones de Cr o Mo es la mejor opción. En este caso, es posible usar microaleaciones de B-Ti para garantizar una buena capacidad de endurecimiento (por ejemplo, una química como BTM es una buena alternativa).

Es importante destacar que con el fin de producir estructuras martensíticas con los aceros estándar (STD1, STD2 y STD3) fue necesario usar velocidades de enfriamiento más altas en laboratorio que las que pueden alcanzarse en la acería. Por lo tanto, si limitamos la velocidad de enfriamiento a la industrialmente alcanzable, ninguno de los grados de tubos bobinados puede obtenerse con los aceros convencionales usando el método de procesamiento FBHT.

Ejemplo C: Selección de la química para reducir los efectos negativos de la segregación durante la solidificación Durante la solidificación del acero los elementos de aleación tienden a permanecer diluidos en el líquido dada su más alta solubilidad respecto del sólido (§ ferrita o austenita). Las áreas ricas en solutos forman dos tipos de patrones de composiciones químicas no uniformes ante la solidificación: micro segregación y macro segregación.

El micro segregación es el resultado del congelamiento del líquido enriquecido con el soluto en las estaciones interdendríticas. Pero no constituye un problema importante, ya que los efectos de la micro segregación se pueden eliminar durante el trabajo en caliente posterior. Por otra parte, la macro segregación es la no uniformidad de la composición química en la sección de colada a una mayor escala. No se puede eliminar completamente por remojo a alta temperatura y/o el trabajo en caliente. En el caso de interés para esta descripción, que es la colada continua, produce una banda de segregación central.

Una banda de segregación central pronunciada debe evitarse a causa de: Es posible que aparezcan constituyentes frágiles como martensita no templada en esta región como resultado de las operaciones de soldadura (soldadura oblicua y ERW, véanse por ejemplo las Figuras 5A-B). Estos componentes no deseados se eliminan durante el tratamiento térmico posterior de todo el cuerpo. Sin embargo, el tubo puede ser plásticamente deformado por flexión entre la soldadura y el tratamiento con calor, generándose una falla durante la producción industrial.

Luego del FBHT el resto de la banda de segregación central es una región enriquecida en solutos de sustitución (como Mn, Si, Mo) con una alta densidad de carburos más gruesos que el resto del material. Esta región es susceptible a las grietas que se concentran durante la fatiga de bajo ciclo, según se observa en las Figuras 6-7. Además, las bandas de segregación prominentes están asociadas a una pobre resistencia a SSC.

A pesar de no ser posible eliminar la macro segregación, sus efectos negativos sobre la tenacidad, resistencia a la fatiga y resistencia a SSC pueden ser reducidos mediante una selección adecuada de la química del acero.

En base a las mediciones EDX sobre las muestras que corresponden a una amplia gama de químicas de acero, se estimaron factores de enriquecimiento en la banda de segregación central para distintos elementos de aleación. Los resultados se ilustran en la Tabla C1. Los factores de enriquecimiento (EF) son las proporciones entre cada concentración de elemento en la banda central y que corresponden al promedio en la matriz. Estos factores son fundamentalmente dependientes del coeficiente de partición termodinámica entre líquido y sólido; y la difusión durante la solidificación .

Tabla C1: Factores de enriquecimiento (EF) en la banda de segregación central que corresponden distintos elementos de aleación sustitutivos.

La Tabla C1 muestra claramente que hay algunos elementos que tienen una fuerte tendencia a segregarse durante la solidificación, como Si y Cu. Por otra parte Cr y Ni poseen bajos factores de enriquecimiento. Ni es una adición costosa, pero Cr puede usarse cuando se desee un aumento en la capacidad de endurecimiento y/o resistencia al templado sin producir fuertes patrones de segregación.

Los factores de enriquecimiento brindan información acerca del aumento en la concentración que puede esperarse para cada elemento en la banda de segregación central. Sin embargo, no todos estos elementos tienen el mismo efecto sobre la tendencia material a formar componentes frágiles durante la soldadura o el tratamiento térmico. Se observa que cuanto mayor es la mejora sobre la capacidad de endurecimiento, mayor será la tendencia a formar componentes frágiles durante el procesamiento. Es importante mencionar que los elementos con altos coeficientes de difusión como Carbono y Boro pueden segregarse durante la solidificación, pero son homogeneizados durante la laminación en caliente. Por lo tanto, no contribuyen a formar los componentes frágiles localizados en la banda de la segregación.

A partir del análisis de los diagramas CCT (Ejemplo A) se puede concluir que el Manganeso produce el aumento más fuerte en la capacidad de endurecimiento. Esto es aparte del Carbono y Boro, que no presentan grandes patrones de segregación luego del laminado en caliente. Por otra parte, Si y Cu, que tienen una fuerte tendencia a segregarse, no juegan un papel importante en la capacidad de endurecimiento. Debido a su alto factor de enriquecimiento y gran efecto Sobre la capacidad de endurecimiento, las adiciones de Mn tienen que reducirse tanto como sea posible cuando se trate de disminuir los efectos negativos de la macro-segregación, como la reducción en la resistencia a la fatiga de ciclo bajo.

Por lo general se incorporan altas cantidades de Mn a la composición de acero a causa de su efecto sobre la capacidad de endurecimiento. En la presente invención la capacidad de endurecimiento se logra principalmente a través de la mayor adición de Carbono, por lo que la concentración de Mn se puede reducir en general. Otras reducciones de manganeso se pueden lograr utilizando adiciones de Boro y/o Cromo. Los ejemplos pueden observarse en la Tabla C2, que ilustra la velocidad de enfriamiento crítica (CR90) para distintas composiciones de acero obtenidas de los diagramas CCT (datos tomados del Ejemplo A previo). En orden a lograr la capacidad de endurecimiento en un acero con aproximadamente 0.25% de Carbono, es posible reducir Mn de 1.6% a 1.3% cuando se agrega Boro, y a 0.4% si además se usa Cr-Mo.

Tabla C2: Velocidades de enfriamiento críticas para obtener más de 90% de martensita (CR90) medidas para los aceros analizados. Los valores se determinaron en base a ensayos dilatométricos y análisis metalográficos con un dispositivo Gleeble®.

Ejemplo D: Homogenización de la microestructura Según se ha mencionado la resistencia a la fatiga de los tubos bobinados es fuertemente dependiente de las características microscópicas como las heterogeneidades micro estructural. La combinación de micro-constituyentes blandos y duros tiende a producir localización de la deformación plástica, que es la fuerza motriz para la concentración de grietas y su propagación. En esta sección se comparan las microestructuras de tubos bobinados que se obtienen con el método de producción estándar aplicado a las químicas de API 5ST, y aquellas que corresponden a la química y condiciones de procesamiento dentro de los rangos de la presente invención.

Como material de referencia se usó un tubo bobinado estándar grado 110 (límite elástico de 110 Ksi a 120 Ksi) con la química denominada STD2 en la Tabla A1, que cae dentro de la norma API 5ST. Este material estándar fue comparado con un tubo bobinado del mismo grado producido con la química BTi2 y aplicando el FBHT.

En esta comparación se considerarán diferentes porciones del tubo: Metal Base (BM): microestructura del tubo bobinado separada de la línea ERW y las soldaduras oblicuas, "separada" significa que no se incluyen en esta región las Zonas Afectadas por Calor (HAZ) producidas durante las operaciones de soldadura y el posible Tratamiento con Calor Post-Soldadura (PWHT).

Soldadura Oblicua (BW): región microestructural que corresponde a la unión tira con tira que puede obtenerse mediante una Soldadura por Arco de Plasma (PAW), Soldadura por fricción-agitación (FSW) o cualquier otra técnica de soldadura. Además se incluye en esta región la correspondiente zona afectada por calor durante la soldadura y PWHT. línea ERW: microestructura que resulta de la soldadura ERW longitudinal durante la formación del tubo y su PWHT localizado, que es en general un recocido de costura. Como en los casos previos, esta región además incluye la correspondiente zona afectada por calor.

En las Figuras 8A-B se presentan las microestructuras de metal base que corresponden al tubo bobinado estándar (A) y la presente invención (B). En el primer caso se observa una matriz de ferrita con una fina distribución de los carburos Esta matriz y la estructura fina es el resultado de un proceso de laminado en caliente controlado. La microestructura de la presente (Figura 8B) fundamentalmente está compuesta por martensita templada. La fracción en volumen de bainita es inferior a 5% en este caso. La estructura de martensita templada también es una distribución fina de carburos hierro en una matriz de ferrita. La diferencia principal entre las estructuras convencional y nueva se relaciona con la morfología de los granos y sub-granos de ferrita, y la densidad de dislocación. Sin embargo, con relación al refinamiento y homogeneidad, ambas estructuras son muy similares.

En las Figuras 9A-B se muestran micrografías electrónicas de barrido que corresponden a la línea ERW. Es claro que en la estructura convencional aparecen dos micro-constituyentes: hay granos de ferrita blandos y bloques duros compuestos de una mezcla de perlita fina, martensita y algo de austenita retenida. En este tipo de estructura la deformación plástica se localiza en la ferrita, y las grietas pueden nuclearse y propagarse en los componentes frágiles vecinos (martensita no templada y austenita retenida con un alto contenido de carbono). Por otra parte, la microestructura de la línea ERW obtenida con la química y condiciones de procesamiento dentro de los rangos de la presente invención es homogénea y muy similar a la estructura de metal base correspondiente.

Las microestructuras que corresponden a la HAZ de la ERW se presentan en las Figuras 10A-B. En el material estándar es evidente la aparición de los restos de la segregación central una vez que el recocido de la costura se transforma parcialmente en martensita no templada. Una vez más, estos son componentes frágiles se localizan a lo largo de la línea ERW, y pueden concentrar y propagar grietas durante el servicio. El riesgo de fallas es superior que el caso previo dado el mayor tamaño de los constituyentes recién mencionados. Por otra parte, en el tubo enfriado y templado la estructura cerca de la línea ERW es homogénea, y no se observan restos de la banda de segregación central.

En las Figuras 11A-B se presentan algunas micrografías electrónicas de barrido que corresponden a la soldadura oblicua de la HAZ de un tubo bobinado convencional y de la presente invención. Para el material convencional, la microestructura es muy diferente que en el Metal Base (BM). Fundamentalmente está compuesta por bainita superior y el tamaño de grano es grande (50 micrones en comparación con menos de 15 micrones del BM). Este tipo de estructura hueca no es adecuada para la fatiga de ciclo bajo dado que las grietas pueden propagarse con facilidad a lo largo de los listones bainíticos. Un ejemplo de una grieta por fatiga que corre a través de bainita gruesa en la soldadura oblicua se ilustra en la Figura 12. Esta eS una grieta secundáTÍS ubicada cerca de la falla principal producida durante el servicio de un tubo bobinado estándar grado 110.

Por otra parte, la microestructura de la soldadura oblicua en la presente invención es nuevamente muy similar a aquella que corresponde al metal base. No se observaron granos de bainita superior. Es importante destacar que algo de bainita puede aparecer luego del tratamiento con calor del cuerpo completo, pero a causa de la selección de la química y condiciones de procesamiento adecuadas, la fracción en volumen correspondiente de este constituyente es inferior a 10%. Esta es la razón principal de la buena capacidad de endurecimiento en las químicas descriptas en la presente invención. Además, debido al límite superior en la temperatura de austenización el tamaño de grano final es pequeño (inferior a 20 micrones), entonces los grandes listones bainíticos que pueden propagar las grietas se evitan completamente Otros ejemplos de la homogeneidad microestructural alcanzable por la combinación de la química del acero y las condiciones de procesamiento descriptas en la presente invención se presentan en las Figuras 13-14. En la Figura 13 se muestra la variación típica de la dureza obtenida usando la nueva química y método de procesamiento. Queda claro que cuando se usa la presente invención la variación en la dureza se reduce fuertemente. En consecuencia, la tendencia del material a acumular esfuerzo en regiones localizadas (en este caso la HAZ de la soldadura oblicua) también se reduce, mejorándose la resistencia a la fatiga.

En las Figuras 14A-B se ilustran algunas de las microestructuras que corresponden a la intersección entre la soldadura oblicua y la línea ERW. Queda claro que se obtienen grandes heterogeneidades micro estructural siguiendo el método convencional. Estas heterogeneidades se eliminan con éxito utilizando la química y condiciones de procesamiento descritos en la presente invención.

Ejemplo E: Ensayo de fatiga de tubo bobinado Con el fin de comparar el rendimiento del tubo bobinado producido de acuerdo a la presente invención con el que corresponde a los productos estándar, se realizaron una serie de pruebas en laboratorio. Las muestras de tubos bobinados fueron probadas en una máquina de fatiga que esquemáticamente se ilustra en la Figura 15. Esta máquina es capaz de simular las deformaciones por flexión durante las operaciones de bobinado y desenrollado, aplicando al mismo tiempo presiones internas. En consecuencia, los ensayos resultan de utilidad para clasificar los materiales bajo condiciones de fatiga de ciclo bajo que son cercanas a las experimentadas durante la operación en campo real .

Durante la prueba, las muestras de fatiga (trozos de tubos de 5 o 6 pies de largo) se fijan por un extremo mientras se aplica una fuerza alternativa con un accionador hidráulico sobre el extremo opuesto. Los ciclos de deformación son aplicados sobre las muestras de prueba sobre un mandril curvo de radio fijo, y luego se enderezan contra un respaldo recto, Se sueldan tapas de acero en los extremos de la muestra y se conectan a una bomba hidráulica, de manera que el ciclo se conduce con la muestra llena de agua a una presión interna constante hasta que se produce la falla. El ensayo termina al producirse una pérdida de presión interna, debido al desarrollo de una grieta a través del espesor de la pared.

El ensayo fue realizado sobre un tubo bobinado con diferentes químicas y grados, según se ilustra en la Tabla E1. La geometría del caño fue la misma en todos los casos (OD 2", WT 0.19"). STD1, STD2 y STD3 son aceros dentro de los límites descriptos en API 5ST, que se procesan siguiendo el método estándar. BTi,, BTi2 y CrMoBTi4 son químicas seleccionadas y procesadas de acuerdo a la presente invención. Es importante mencionar que el acero CrMoBTi4 fue usado para producir dos grados no estándar con 125 Ksi y 140 Ksi de límite elástico mínimo (el grado más alto descripto en API 5ST posee 110 Ksi de SMYS). Los ensayos fueron ejecutados sobre trozos de tubos con y sin la soldadura oblicua (en todos los casos la línea longitudinal ERW se incluye en las muestras). La severidad de la prueba depende principalmente de dos parámetros: radio de curvatura y presión interna. En este estudio, el radio de curvatura fue de 48 pulgadas, lo cual corresponde a una deformación plástica de aproximadamente 2%. Se consideraron presiones internas entre 1600 psi y 13500 psi, produciendo tensiones circunferenciales que oscilaron entre aproximadamente 10% y 60% del límite elástico mínimo de los grados.

Tabla E1: Químicas del acero y grados de tubos bobinados analizados en este estudio En la Figura 16 se presentan algunos resultados con relación a la comparación entre la resistencia a la fatiga medida en muestras con y sin la Soldadura Oblicua (BW). Los valores ilustrados en la Figura corresponden a los promedios obtenidos al probar grados de tubos bobinados convencionales y no ttm m . En ß? CaSO del material convencional, claramente hay una reducción de la resistencia a la fatiga al probar muestras de prueba conteniendo la soldadura oblicua. Por otra parte, los tubos bobinados producidos de acuerdo a la presente invención no presentan un cambio importante en la resistencia a la fatiga cuando los ensayos son ejecutados sobre muestras BW. Esto es consecuencia de la estructura homogénea del tubo, sin prácticamente ninguna diferencia en las propiedades mecánicas entre el metal base, la línea ERW y la soldadura oblicua.

En la Figura 17 se ilustran las mejoras en la resistencia a la fatiga del tubo bobinado que se obtienen con las químicas y condiciones de procesamiento de acuerdo a la presente invención. Para los Grados 80, 90 y 110 la comparación se hizo contra el grado equivalente producido mediante el método convencional. En el caso de los grados 125 y 140, que no son estándar, la comparación de resistencia a la fatiga fue realizada contra acero STD3 en Grado 110 sometido a un ensayo bajo condiciones similares (geometría del tubo, radio de curvatura y presión interna). Los resultados presentados en esta figura corresponden a los valores promedio para cada grado, las barras de error representan la dispersión obtenida cuando se usan diferentes presiones internas.

En la Figura 17 es claro que se observa una notoria mejora en la resistencia a la fatiga cuando se usan las químicas y condiciones de procesamiento de acuerdo a la presente invención. Por ejemplo, en el Grado 110 hubo una mejora de aproximadamente 100% en la resistencia a la fatiga. Esto es una consecuencia del hecho que en los tubos bobinados convencionales el rendimiento de fatiga se limita a aquél de la soldadura oblicua (que en general es el punto débil en relación con la fatiga de bajo ciclo, considerando sus heterogeneidades micros estructurales y constituyentes frágiles). En los tubos bobinados producidos de acuerdo a la presente invención no hay una importante reducción en la resistencia a la fatiga en las soldaduras oblicuas, lo cual mejora fuertemente el rendimiento general del tubo. Con relación a los grados no estándar, la importante mejora en la resistencia a la fatiga se debe al hecho que la comparación se realiza contra un grado 110 convencional testeado bajo condiciones de procesamiento similares. Sin embargo, para las mismas presiones internas las tensiones circunferenciales aplicadas están más cerca del límite elástico mínimo del grado inferior, y la severidad de la prueba aumenta para el grado 110 con respecto a los grados 125 y 140. Estos resultados ilustran que mediante el uso de grados más altos (no se logra con el método convencional) la resistencia a la fatiga aumenta fuertemente para las mismas condiciones de servicio.

Ejemplo F: Resistencia a la tensa fisura por sulfuro El rendimiento del material en lo que respecta a la fragilización por hidrógeno en entornos que contienen H2S se relaciona con los efectos combinados de ambientes corrosivos, muta tt trampas (por ejemplo, precipüsdos y disipcacíones que podrían aumentar (ocalmente la concentración de hidrógeno, así como la presencia de zonas frágiles, en que las grietas podrían propagarse fácilmente. Una fuente posible de regiones frágiles críticas en el material de los tubos bobinados convencionales es el patrón de segregación de los elementos sustitutivos, como Mn, en la materia prima. Las regiones de concentraciones diferenciales tienden a responder de manera distinta a los ciclos térmicos impuestos durante la soldadura oblicua, PWHT, ERW y el recocido de costuras, y podrían conducir a la formación local de constituyentes frágiles. En particular, cuando el material es recocido luego del proceso de ERW, el cuerpo del tubo extrae rápidamente calor del área de la soldadura. Si la segregación es suficientemente alta, es posible que se formen áreas de alta dureza alargadas con posible presencia de martensita como consecuencia de las condiciones de enfriamiento. Estas áreas permanecerán en el tubo transformándose en trayectorias sencillas para la propagación de las grietas. El hecho que el nuevo proceso se aplique como la última etapa de fabricación, permite la minimización de las áreas excesivamente endurecidas. Otras diferencias relevantes son: a) las dislocaciones introducidas durante la formación en frío del caño no están presentes en el producto nuevo, b) los carburos en el producto nuevo son más pequeños y aislados en comparación con los típicos carburos quebradizos largos de perlita/bainita. En consecuencia el tubo bobinado producido con las químicas y condiciones de procesamiento de acuerdo a la presente invención presenta un rendimiento mejorado a las fisuras en entornos que contienen H2S.

Tabla F1: Químicas del acero y grados de los tubos bobinados analizados en este estudio.

Con el fin de realizar un primer análisis sobre la resistencia a las fisuras por SSC, se evaluaron muestras de tubos bobinados Grado 80 producidas mediante i) el proceso convencional y ii) las nuevas químicas/proceso usando el método C (anillo en C) de NACE TM0177. Las químicas del acero se ilustran en la Tabla F1. Ambos materiales (3 muestras en cada caso) fueron testeados con la costura ERW en el centro de la muestra de anillo en C, usando las siguientes condiciones: Carga: 90 % de 80Ksi, Solución A, 1 bar H2S, Tiempo de ensayo: 720 horas En el caso del tubo bobinado estándar las 3 muestras fallaron. Por otra parte, las 3 muestras que corresponden a las nuevas químicas-proceso pasaron la prueba (Figuras 5A-B con imágenes de los anillos en C). A pesar de estar realizándose más pruebas para analizar la resistencia a la fragilización de diferentes grados, así como el efecto de la soldadura oblicua, este primer resultado indica una clara mejora en comparación con la condición estándar, que se atribuye a una microestructura más homogénea del metal base y la línea ERW en el caso del nuevo método del proceso.

Según se ilustra en las Figuras 18A-B, el anillo en C formado por el proceso convencional tiene una grieta grande en el medio, mientras en anillo en C formado mediante las modalidades del proceso de la invención que se quebraron.

En algunas modalidades, las adiciones de B-Ti y Cr- o pueden reducir el máximo Mn. En algunas modalidades, los grados pueden ser superiores a 110 que pueden ser difíciles de alcanzar con el método estándar.

Las funciones, materiales, características o grupos descriptos junto con un aspecto particular, forma de realización, o ejemplo deben entenderse como aplicables a cualquier otro aspecto, realización o ejemplo descripto en el presente documento a menos que sean incompatibles con el mismo. Todas las características descriptas en esta memoria (incluyendo las reivindicaciones, resumen y dibujos adjuntos), y/o todos los pasos de cualquier método o proceso así descritos, se pueden combinar de cualquier forma, excepto bajo combinaciones en las que por lo menos algunas de tales características y/o etapas sean mutuamente excluyentes. La protección no se limita a los detalles de las modalidades anteriores. La protección se extiende a cualquier característica nueva o combinación de características nuevas descritas en la presente memoria descriptiva (incluyendo las reivindicaciones, resumen y dibujos adjuntos), o a cualquier etapa nueva o combinación de etapas nuevas de cualquier método o proceso así descrito.

A pesar de haberse descripto ciertas modalidades, las mismas se han presentado a título ejemplificativo solamente, y no pretenden limitar el alcance de protección. De hecho, los nuevos métodos y aparatos descriptos en la presente pueden llevarse a la práctica de otras formas. Además, es posible implementar varias omisiones, sustituciones y cambios en la forma de los métodos, composiciones y aparatos descriptos. Los expertos en el arte advertirán que en algunas modalidades, las etapas reales ejecutadas en los procesos ilustrados y/o descriptos pueden diferir de aquellas ilustradas en las Figuras. De acuerdo a la realización, ciertas etapas de las descriptas pueden ser eliminadas, otras pueden agregarse. Además, las características y atributos de las modalidades específicas antes descriptas pueden combinarse de distintas formas para obtener modalidades adicionales, todas las cuales caen dentro del alcance de la presente invención.

A pesar que la presente invención incluye ciertas modalidades, ejemplos y aplicaciones, el experto en el arte entenderá que excede las modalidades específicamente descriptas lográndose otras modalidades alternativas y/o usos y modificaciones obvias y equivalentes, incluso modalidades que no provean todas las características y beneficios de la misma. En consecuencia, el alcance de la presente invención no pretende limitarse a las divulgaciones específicas de las modalidades preferidas, sino que estará definido por las reivindicaciones presentadas a la fecha o aquellas que se presenten en el futuro.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Un tubo de acero bobinado formado por una pluralidad de tiras soldadas, el tubo incluye regiones de metal base, uniones soldadas, y sus zonas afectadas por calor, caracterizado porque comprende: un límite elástico superior a aproximadamente 80 ksi; una composición que comprende hierro y: 0.17-0.35 en peso de carbono; 0.30-2.00 en peso de manganeso; 0.10-0.30 en peso de silicio; 0.010-0.040 en peso de aluminio; hasta 0.010 en peso de azufre; y hasta 0.015 en peso de fósforo; y una microestructura final que comprende una mezcla de martensita y bainita templada; en tanto la microestructura final del tubo bobinado comprende más de 90 % en volumen martensita templada en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor; la microestructura final a través de todas las regiones de metal base, uniones soldadas, y zonas afectadas por el calor es homogénea; y la microestructura final comprende una distribución uniforme de carburos finos a través de las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

2. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación caracterizado porque la composición además comprende: hasta 1.0 en peso de cromo; hasta 0.5 en peso de molibdeno; hasta 0.0030 en peso de boro; hasta 0.030 en peso de titanio; hasta 0.50 en peso de cobre; hasta 0.50 en peso de níquel; hasta 0.1 en peso de niobio; hasta 0.15 en peso de vanadio; hasta 0.0050 en peso de oxígeno; y hasta 0.05 en peso de calcio.

3. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación caracterizado porque la composición comprende: 0.17 a 0.30 en peso de carbono; 0.30 a 1.60 en peso de manganeso; 0.10 a 0.20 en peso de silicio; hasta 0.7 en peso de cromo; hasta 0.5 en peso de molibdeno; 0.0005 a 0.0025 en peso de boro; 0.010 a 0.025 en peso de titanio; 0.25 a 0.35 en peso de cobre; 0.20 a 0.35 en peso de níquel; hasta 0.04 en peso de niobio; hasta 0.10 en peso de vanadio; hasta 0.0015 en peso de oxígeno; hasta 0.03 en peso de calcio; hasta 0.003 en peso de azufre; y hasta 0.010 en peso de fósforo.

4. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación 0, caracterizado porque el tubo posee un límite elástico mínimo de 125 ksi.

5. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación 1, caracterizado porque el tubo posee un límite elástico mínimo de 140 ksi.

6. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación 0, caracterizado porque el tubo posee un límite elástico mínimo de entre 125 ksi y 140 ksi.

7. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación 0, caracterizado porque la microestructura final comprende por lo menos 95 % en volumen martensita templada en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

8. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación 0, caracterizado porque el tubo posee un tamaño de grano final inferior a 20 µ?t? en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

9. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación 0, caracterizado porque el tubo posee un tamaño de grano final inferior a 15 µ?t? en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

10. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación 0, caracterizado porque las uniones soldadas comprenden soldaduras oblicuas.

11. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación 0, caracterizado porque la resistencia a la fatiga en las soldaduras oblicuas es de por lo menos aproximadamente 80% de las regiones de metal base.

12. El tubo de acero bobinado de la Reivindicación 0, caracterizado porque el porcentaje de dureza de un empalme soldado, incluyendo su zona afectada por calor, es de 110% o menos que la dureza del metal base.

13. Un método de conformación de un tubo de acero bobinado caracterizado porque comprende: proveer tiras que poseen una composición que comprende hierro y: 0.17-0.35 en peso de carbono; 0.30-2.00 en peso de manganeso; 0.10-0.30 en peso de silicio; 0.010-0.040 en peso de aluminio; hasta 0.010 en peso de azufre; hasta 0.015 en peso de fósforo; y soldar las tiras entre sí; formar un tubo a partir de las tiras soldadas, en tanto el tubo comprende regiones de metal base, uniones soldadas, y sus zonas afectadas por calor; austenizar el tubo entre 900-1000°C; enfriar el tubo para obtener una microestructura final de martensita y bainita, en tanto la microestructura enfriada comprende por lo menos 90% de martensita en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor; y templar el tubo enfriado entre 550-720°C, en tanto el templado del tubo enfriado da como resultado un limite elástico superior a aproximadamente 80 ksi; en tanto la microestructura a través de todas las regiones de metal base, uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor es homogénea; y en tanto la microestructura comprende una distribución uniforme de carburos finos a través de las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

14. El método de la Reivindicación 0, caracterizado porque la soldadura de las tiras comprende soldadura oblicua.

15. El método de la Reivindicación 0, caracterizado porque la formación del tubo comprende formar un empalme lineal.

16. El método de la Reivindicación 0, caracterizado porque comprende además enfriar el tubo templado en una bobina.

17. El método de la Reivindicación 0, caracterizado porque la austenización forma un tamaño de grano inferior a 20pm en las regiones de metal base, las uniones soldadas, y las zonas afectadas por el calor.

18. El método de la Reivindicación O, caracterizado porque la composición además comprende: hasta 1.0 en peso de cromo; hasta 0.5 en peso de molibdeno; hasta 0.0030 en peso de boro; hasta 0.030 en peso de titanio; hasta 0.50 en peso de cobre; hasta 0.50 en peso de níquel; hasta 0.1 en peso de niobio; hasta 0.15 en peso de vanadio; hasta 0.0050 en peso de oxígeno; y hasta 0.05 en peso de calcio.

19. El método de la Reivindicación 0, caracterizado porque la composición comprende: 0.17 a 0.30 en peso de carbono; 0.30 a 1.60 en peso de manganeso; 0.10 a 0.20 en peso de silicio; hasta 0.7 en peso de cromo; hasta 0.5 en peso de molibdeno; 0.0005 a 0.0025 en peso de boro; 0.010 a 0.025 en peso de titanio; 0.25 a 0.35 en peso de cobre; 0.20 a 0.35 en peso de níquel; hasta 0.04 en peso de niobio; hasta 0.10 en peso de vanadio; hasta 0.00015 en peso de oxígeno; hasta 0.03 en peso de calcio; hasta 0.003 en peso de azufre; y hasta 0.010 en peso de fósforo.

20. El método de la Reivindicación 0, caracterizado porque el tubo templado posee un límite elástico superior o igual a 125 ksi.

21. El método de la Reivindicación 13, caracterizado porque el tubo templado posee un límite elástico mínimo de 140 ksi.

22. El método de la Reivindicación 0, caracterizado porque el tubo templado posee un límite elástico mínimo entre 125 y 140 ksi.