MX2014009157A - Metodo para producir material de acero de alta resistencia, excelente en resistencia a agrietamiento por tension de sulfuro. - Google Patents

Abstract

Un acero que tiene una composición química que consiste de por ciento en masa de C: 0.15-0.65%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.1-1.5%, Cr: 0.2-1.5%, Mo: 0.1-2.5%, Ti: 0.005-0.50%, Al: 0.001-0.50%, y opcionalmente cuando menos un elemento seleccionado de Nb: =0.4%, V: =0.5%, y B: =0.01%, Ca: =0.005%, Mg: =0.005%, y REM: =0.005%, y el resto de Fe e impurezas, en donde Ni, P, S, N y O entre las impurezas son Ni: =0.1%, P: =0.04%, S: =0.01%, N: =0.01%, y O: =0.01%, y porque se ha trabajado en caliente a una forma deseada, se somete secuencialmente a una etapa de calentar el acero a una temperatura que excede el punto de transformación Ac1 y menor que el punto de transformación Ac3 y enfriar el acero, una etapa de recalentar el acero a una temperatura no menor que el punto de transformación Ac3 y someter a enfriamiento brusco el acero por enfriamiento rápido, y una etapa de templado del acero a una temperatura no superior al punto de transformación Ac1.

Description

MÉTODO PARA PRODUCIR MATERIAL DE ACERO DE ALTA-RESISTENCIA, EXCELENTE EN RESISTENCIA A AGRIETAMIENTO POR TENSIÓN DE SULFURO CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a un método para producir un material de acero de alta resistencia, excelente en resistencia de agrietamiento por tensión con sulfuro. Más particularmente, la presente invención se refiere a un método para producir un material de acero de alta resistencia, excelente en resistencia a agrietamiento por tensión con sulfuro, este material de acero es especialmente conveniente para una tubería de acero para pozos de petróleo y semejantes tales como una carcasa y una tubería para pozo de petróleo y pozo de gas. Aún más particularmente, la presente invención se refiere a un método de bajo costo para producir material de acero de alta resistencia baja aleación, que es excelente en resistencia y resistencia a grietas por tensión de sulfuro, y con lo cual puede esperarse la mejora en tenacidad debido al refinamiento de granos de austenita previos.

TÉCNICA PREVIA Como pozos de petróleo y pozos de gas (a continuación, como un término general de pozos de petróleo y pozos de gas, referidos simplemente como "pozos de petróleo") son más profundos, tubos de acero para pozos de petróleo (a continuación referidos como "tubos de pozos de petróleo") se requiere que tengan superior resistencia.

Para cumplir con esto requerimiento, convencionalmente, tuberías de pozos de petróleo de clase 551 MPa (80 ksi) , esto es, que tiene un límite de deformación elástica (a continuación, abreviado como "YS") de 551 a 655 MPa (8 0 a 95 ksi) o tuberías de pozos de petróleo de clase 655 MPa (95 ksi), esto es que tiene una YS de 655 a 758 MPa (95 a 110 ksi) se han empleado ampliamente. Además, recientemente, tuberías de pozos de petróleo de clase 110 ksi, esto es que tiene una YS de 758 a 862 MPa (110 a 125 ksi) , y además tuberías de pozos de petróleo de clase 862 MPa (125 ksi), esto es que tiene una YS de 862 a 965 MPa (125 a 140 ksi) han empezado a ser empleadas .

Además , el petróleo y gas en la mayoría de los pozos profundos que se han desarrollado rédentemente contienen sulfuro de hidrógeno corrosivo. En este ambiente, la fragilización con hidrógeno denominada grietas por tensión de sulfuro (a continuación, referida como "SSC") ocurre, y de manera resultante, la tubería de pozo de petróleo en ocasiones se rompe. Se conocía ampliamente que con el aumento en la resistencia al acero, aumenta la susceptibilidad a SSC.

Por lo tanto, al desarrollar tuberías para pozos de petróleo de alta resistencia, no solo se requiere el diseño de material de acero de alta resistencia que se realice sino también se requiere que el acero tenga resistencia a SSC. En especial, al desarrollar tuberías para pozos de petróleo de alta resistencia, el problema más grande es la prevención de SSC. Las grietas por tensión de sulfuro, en ocasiones se refieren como agrietamiento por corrosión-tensión de sulfuro ("SSCC").

Como el método para evitar SSC de tuberías de pozos de petróleo de baja aleación, métodos de (1) alta purificación de acero, (2) modos de control de carburos, y (3) refinamiento de granos de cristal se han conocido.

Referente a la alta purificación del acero, por ejemplo, los Documentos de Patentes 1 y 2 proponen métodos para mejorar la resistencia a SSC mediante restricción de los tamaños de inclusiones no metálicas a específicas.

Referente al modo de control de carburos, por ejemplo, el Documento de Patente 3 describe una técnica en que la proporción de carburos de tipo MC a total carburos es 8 a 40% en masa además de la restricción de la cantidad total de carburos a 2 a 5% en masa para mejorar en forma tremenda la resistencia a SSC.

Referente al refinamiento de granos de cristal, por ejemplo, el Documento de Patente 4 describe una técnica en la que los granos de cristal se hacen finos al realizar enfriamiento brusco dos veces o más en un acero de baja aleación para mejorar la resistencia a SSCC. El Documento de Patente 5 también describe una técnica en la que los granos de cristal se hacen finos por el mismo tratamiento que en el Documento de Patente 4, para mejorar la tenacidad .

De manera convencional, al producir materiales de acero de baja aleación en el campo de tuberías de acero sin soldaduras para pozos de petróleo y tuberías semejantes, para alcanzar propiedades de resistencia y/o tenacidad, tratamiento térmico de enfriamiento brusco y templado, a menudo se han realizado después del acabado de laminado en caliente tal como elaboración de tubería en caliente. Como un método de tratamiento térmico de enfriamiento brusco y templado del tubo de acero sin soldadura para pozos de petróleo, convencionalmente, un "proceso de enfriamiento brusco con recalentamiento" se ha realizado en general, en este proceso, un tubo de acero que se ha laminado en caliente se vuelve a calentar en un horno de tratamiento térmico fuera de línea a una temperatura no menor que el punto de transformación AC3 y se enfría en forma brusca y además se templa a una temperatura no superior al punto de transformación Acj..

Sin embargo, en recientes años, desde los puntos de vista de ahorros en proceso y ahorros de energía, también se ha realizado un proceso en el que una tubería de acero que se ha laminado en caliente, se somete a enfriamiento brusco directamente desde una temperatura no menor a el punto de transformación Ar3 y posteriormente es templada (un así denominado "proceso de enfriamiento brusco directo") o además un proceso en el que una tubería de acero que se ha laminado en caliente se somete secuencialmente a estabilización térmica (a continuación, en especial referido como un "calentamiento suplementario") a una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3 y posteriormente se somete a enfriamiento brusco desde una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3 y posteriormente se templa (un así denominado "proceso de tratamiento térmico en línea" o "proceso de enfriamiento brusco en línea") .

Como se describe en los Documentos de Patente 4 y 5, se ha conocido ampliamente que existe una relación cercana entre los granos de austenita previa del acero de baja aleación y la resistencia a SSC y tenacidad, y la resistencia a SSC y tenacidad disminuyen notablemente al engrosar los granos.

En el caso en donde el "proceso de enfriamiento brusco directo" se adopta con el propósito de ahorros de proceso y ahorros de energía, los granos de austenita previa engruesan, de manera tal que en ocasiones de vuelve difícil el producir una tubería de acero sin soldadura excelente en tenacidad y resistencia a SSC. El "proceso de tratamiento térmico en línea" anteriormente descrito resuelve algo de este problema, pero no necesariamente es comparable con el "proceso de enfriamiento brusco con recalentamiento" .

La razón para esto es que se considera que el simple "proceso de enfriamiento brusco directo" y "proceso de tratamiento térmico en línea", en el caso en donde solo se realiza templado como el tratamiento térmico de postprocesamiento, no existe un proceso de transformación inversa de ferrita a la estructura cúbica centrada en el cuerpo en austenita de estructura cúbica centrada en la cara .

Para resolver el problema anteriormente descrito de engrosamiento de los granos de cristal, los Documentos de Patente 6 y 7 proponen métodos en el que una tubería de acero que se ha enfriado bruscamente en forma directa y una tubería de acero que se ha enfriado bruscamente, por tratamiento térmico en línea respectivamente, se recalientan y someten a enfriamiento brusco desde una temperatura no menor al punto de transformación Ar3 antes del tratamiento de templado final.

En los Documentos de Patente 4 y 5, se realiza templado a una temperatura no superior al punto de transformación Aci entre los tratamientos de enfriamiento brusco con recalentamiento de múltiples veces, y en los Documentos de Patente 6 y 7, el templado se realiza a una temperatura no superior al punto de transformación Aci entre el tratamiento de enfriamiento brusco directo y el tratamiento de enfriamiento brusco realizado en el tratamiento térmico en linea, respectivamente y el tratamiento de enfriamiento brusco con recalentamiento.

LISTA DE DOCUMENTOS DE LA TÉCNICA PREVIA DOCUMENTO DE PATENTE Documento de Patente 1 JP2001-172739A Documento de Patente 2 JP2001-131698A Documento de Patente 3 JP2000-178682A Documento de Patente 4 JP59-232220A Documento de Patente 5 JP60-009824A Documento de Patente 6: JP6-220536A Documento de Patente 7 W096/36742 DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN PROBLEMAS A RESOLVER POR LA INVENCIÓN Por las técnicas de restricción de los tamaños de inclusiones no metálicas a específicos que se propone en los Documentos de Patente 1 y 2, pueda alcanzarse una excelente resistencia a SSC. Sin embargo, ya que el acero debe ser purificado, aumentan en ocasiones los costos de producción.

También, por la técnica de controlar los modos de carburos que se propone en el Documento de Patente 3, puede alcanzarse una muy excelente resistencia a SSC. Sin embargo, los contenidos de Cr y Mo se restringen para restringir a su vez la formación de carburos de tipo M23C6. Por lo tanto, la templabilidad o endurecibilidad se restringen, de manera tal que para un material de pared gruesa, hay la posibilidad de insuficiente capacidad de endurecimiento .

Un proceso que comprende un proceso de enfriamiento brusco directo o proceso de tratamiento térmico en linea, y después recalentar y enfriar bruscamente de una temperatura no menor al punto de transformación Ar3 antes del templado final, hace más refinados a los granos de austenita previos, de esta manera mejorando la resistencia a SSC del acero, en comparación con el caso en donde el templado final se realiza después del enfriamiento brusco directo o el tratamiento térmico en linea, o el caso en donde la tubería de acero es una vez enfriada al aire cerca de la temperatura ambiente y posteriormente la tubería de acero se somete a un tratamiento de recalentamiento y enfriamiento brusco y tratamiento de templado.

Incluso en el caso en donde después de someterse al tratamiento de enfriamiento brusco directo o el tratamiento ; térmico en linea, la tubería de acero se recalienta y somete a enfriamiento brusco desde una temperatura no menor al punto de transformación Ar3 antes del tratamiento de templado final como se describe anteriormente, el refinamiento de granos de austenita previa todavía es insuficiente en comparación con el caso en donde el tratamiento de enfriamiento brusco con recalentamiento se realiza dos veces, como se propone en los Documentos de Patente 4 y 5.

Por lo tanto, por la técnica en la que el tubo de acero se ha enfriado bruscamente en forma directa y enfriado en forma brusca de una temperatura no menor al punto de transformación Ar3 antes del tratamiento de templado final, esta técnica se describe en el Documento de Patente 6, una resistencia a SSC suficiente no puede ser alcanzada en forma necesaria.

De manera similar, incluso si la tubería de acero que se ha sometido a enfriamiento brusco por tratamiento térmico en línea se recalienta y somete a enfriamiento brusco de una temperatura no menor al punto de transformación Ar3 antes del tratamiento de templado final como se propone en el Documento de Patente 7, no puede en ocasiones alcanzarse suficiente resistencia a SSC.

Por lo tanto, cuando se hace un intento por lograr el refinamiento de granos de cristal que es suficiente como una tubería de acero para pozos de petróleo de alta resistencia, el tratamiento de enfriamiento brusco con recalentamiento realiza dos veces o más como se describe en los Documentos de Patente 4 y 5 es significante. Sin embargo, el tratamiento de enfriamiento brusco con recalentamiento realiza dos veces o más, lleva al aumento en el costo de producción.

Los Documentos de Patentes 4 y 7 proponen técnicas en las que los granos de cristal se hacen ultrafinos al incrementar la velocidad de ascenso de temperatura al tiempo de enfriamiento brusco con recalentamiento. En las técnicas, sin embargo, el equipo debe ser modificado a gran escala debido a que los medios de calentamiento llegan a consistir de calentamiento por inducción o semejantes.

La presente invención se realizó en vista de la situación anterior, y de acuerdo con esto, un objetivo de la misma es proporcionar un método de bajo costo para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a SSC. En particular, el objetivo de la presente invención es proporcionar un método para producir un material de acero de alta resistencia en el que el refinamiento de granos de austenita previa se realiza por medios económicamente eficientes, con lo que pueden esperarse la resistencia excelente SSC y la mejora en tenacidad. La expresión "alta resistencia" en la presente invención significa que YS es 655 MPa (95 ksi) o superior, de preferencia 758 MPa (110 ksi) o superior, y además de preferencia 862 MPa (125 ksi) o superior.

MEDIOS PARA RESOLVER LOS PROBLEMAS Como se describió anteriormente, después de someterse al tratamiento de enfriamiento brusco directo o el tratamiento de enfriamiento brusco de tratamiento térmico en linea, un acero se recalienta adicionalmente a una temperatura no menor que el punto de transformación AC3 y se somete a enfriamiento brusco, con lo que los granos de austenita previa pueden hacerse finos. En el caso en donde el acero que se ha sometido a enfriamiento brusco se enfria en forma brusca repetidamente en forma adicional, después del tratamiento de enfriamiento brusco precedente, templado intermedio a menudo se realiza a temperatura no superior al punto de transformación Aci. Este tratamiento de templado intermedio tiene un efecto de evitar agrietamiento retardado tal como un asi denominado "agrietamiento de temporada" que ocurre en un acero sometido a enfriamiento brusco .

Sin embargo, el templado intermedio debe realizarse bajo condiciones adecuadas. En el caso en donde la temperatura de templado intermedio es muy baja o el tiempo de calentamiento es muy corto, un efecto suficiente de restringir el agrietamiento de temporada no puede lograrse en ciertos casos. En forma inversa, incluso si la temperatura no es superior al punto de transformación Aci, en el caso en donde la temperatura de templado intermedio es muy elevada o el tiempo de calentamiento es muy prolongado, el efecto de producir granos de cristal finos se pierde incluso si el enfriamiento brusco con recalentamiento se realiza después de tratamiento de templado intermedio y en ocasiones, el efecto ventajoso de mejorar la resistencia a SSC, desaparece.

De acuerdo con esto, los presentes inventores llevaron a cabo diversos estudios en un método de bajo costo para producir un material de acero de alta resistencia, con cuyo método el material de acero tiene un efecto suficiente para restringir rotura por corrosión bajo tensiones y simultáneamente tiene una excelente resistencia a SSC debido a la realización de refinamientos de granos de austenita previos .

Como resultado, los hallazgos obtenidos por los presentes inventores en que si el tratamiento de templado intermedio, que se ha supuesto debe realizarse a una temperatura no superior al punto de transformación Aci para mejorar las propiedades del material de acero de enfriamiento brusco, se realiza a una temperatura en la región de dos fases de ferrita y austenita que excede el punto de transformación Acx, los granos de austenita previa se hacen finos notablemente cuando se realiza el siguiente tratamiento brusco con recalentamiento.

Aún más, los presentes inventores obtuvieron hallazgos bastante novedosos que si se realiza un tratamiento térmico a una temperatura en la región de dos fases anteriormente descrita de ferrita y austenita, incluso para un acero que no se ha sometido a enfriamiento brusco, por ejemplo, un acero que se ha enfriado a una velocidad de enfriamiento del enfriamiento de aire o semejantes después de haber sido trabajado en caliente en una forma deseada, si el acero a continuación se calienta a una temperatura en una zona adecuada de austenita y se somete a enfriamiento brusco, los granos de austenita previa se hacen finos notablemente.

La presente invención se completó con base en los hallazgos anteriormente descritos e involucra los métodos para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro descrito a continuación. A continuación, en algunos casos, los métodos se refieren simplemente como "la presente invención (1)" hasta "la presente invención (7)". También, en algunos casos, las presentes invenciones (1) a (7) en general se denominan "la presente invención". (1) Un método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a: agrietamiento por tensión de sulfuro, en donde un acero que tiene una composición química que consiste de por ciento en masa, C: 0.15 a 0.65%, Si: 0.05 a 0.5%, Mn: 0.1 a 1.5%, Cr: 0.2 a 1.5%, Mo: 0.1 a 2.5%, Ti: 0.005 a 0.50%, Al: 0.001 a 0.50%, y el resto de Fe e impurezas, en donde Ni, P, S, N y O entre las impurezas son Ni: 0.1% o menos, P: 0.04% o menos, S: 0.01% o menos, N: 0.01% o menos y O: 0.01% o menos, y que se han trabajado en caliente en una forma deseada, se somete secuencialmente a las etapas siguientes [1] a [3]: [1] Una etapa de calentar el acero a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación AC3 y enfriar el acero; [2] Una etapa de recalentamiento de un acero a una temperatura no menor que el punto de transformación AC3 y someter a enfriamiento brusco el acero por enfriamiento rápido; y [3] Una etapa de templado del acero a una temperatura no superior que el punto de transformación Aci. (2) Un método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro, en donde un acero que tiene una composición química que consiste de por ciento en masa, C: 0.15 a 0.65%, Si: 0.05 a 0.5%, Mn:: 0.1 a 1.5%, Cr: 0.2 a 1.5%, Mo: 0.1 a 2.5%, Ti: 0.005 a 0.50%, Al: 0.001 a 0.50%, al menos uno seleccionado de los elementos mostrados en (a) y (b) , y el resto de Fe e impurezas, en donde Ni, P, S, N y O entre las impurezas son Ni: 0.1% o menor, P: 0.04% o menos, S: 0.01% o menos, N: 0.01% o menos y 0: 0.01% o menos, y que se han trabajado en caliente en una forma deseada, se somete secuencialmente a las etapas siguientes [1] a [3] : [1] una etapa de calentar el acero a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3 y enfriar el acero; [2] Una etapa de recalentar el acero a una temperatura no menor que el punto de transformación Ac3 y someter a enfriamiento brusco el acero por enfriamiento rápido; y [3] Una etapa de templar el acero a una temperatura no superior que el punto de transformación Aci. (a) Nb: 0.4% o menos, V: 0.5% o menos, y B: 0.01% o menos; (b) Ca: 0.005% o menos, Mg: 0.005% o menos, y REM: 0.005% o menos. (3) El método para producir un material de acero de alta-resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro de acuerdo con (1) o (2), en donde el acero que tiene la composición química de acuerdo con (1) o (2) se acaba en caliente en un tubo de acero sin soldadura y se enfría al aire, y posteriormente se somete secuencialmente a las etapas de [1] a [3] . (4) El método de producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia de tratamiento por tensión de sulfuro de acuerdo con (1) o (2), en donde después de que el acero que tiene la composición química de acuerdo con (1) o (2) se ha terminado en caliente en un tubo de acero sin soldadura, el acero se calienta en forma suplementaria a una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3 y no superior a 1050 grados C en línea, y después de haber sido sometido a enfriamiento brusco de una temperatura no menor al punto de transformación Ar3, el acero se somete secuencialmente a las etapas de [1] a [3]. (5) El método para producir un material de acero de alta-resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro de acuerdo con (1) o (2) , en donde después de que el acero que tiene la composición química de acuerdo con (1) o (2) se ha terminado en caliente en un tubo de acero sin soladura, el acero se somete a enfriamiento brusco directamente desde una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3, y posteriormente se somete secuencialmente a las etapas de [1] a [3] . (6) El método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro de acuerdo con (4), en donde el calentamiento en la etapa [1] se realiza por un aparato de calentamiento conectado a un aparato para someter a enfriamiento brusco de tratamiento térmico en linea . (7) El método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro de acuerdo con (5), en donde el calentamiento en la etapa [1] se realiza por un aparato de calentamiento conectado a un aparato de enfriamiento brusco que realiza enfriamiento brusco directo.

EFECTOS VENTAJOSOS DE LA INVENCIÓN De acuerdo con la presente invención, ya que el refinamiento de los granos de austenita previa puede lograrse por medios económicamente eficientes, puede obtenerse a bajo costo un material de acero de alta resistencia y excelente resistencia a SSC. También, por la presente invención, en un tubo de pozo de petróleo sin soldadura de acero de baja aleación y alta resistencia excelente resistencia a SSC puede producirse a un costo relativamente bajo. Además, de acuerdo con la presente invención, la mejora en tenacidad debido al refinamiento de los granos de austenita previa puede esperarse.

MODO PARA LLEVAR A CABO LA INVENCIÓN A continuación, los requisitos de la presente invención se explican en detalle.

(A) Composición química Primero, en el ítem (A) , se explica la composición química de un acero empleado en el método de producción de la presente invención y las razones por las que el intervalo de composición se restringe. En la siguiente explicación, el símbolo "%" referente al contenido de cada elemento, significa "por ciento de masa".

C: 0.15 a 0.65% C (Carbono) es un elemento necesario para mejorar la templabilidad y mejorar la resistencia. Sin embargo, si el contenido de C es menor a 0.15%, el efecto de mejorar la capacidad de endurecimiento es pobre, y no puede alcanzarse resistencia suficiente. Por otra parte, si el contenido de C excede 0.65%, la tendencia para una grieta por enfriamiento a generarse al tiempo del enfriamiento brusco es notable. Por lo tanto, el contenido C es 0.15 a 0.65%. El límite inferior del contenido de C de preferencia es 0.20%, más preferible 0.23%. También, el límite superior del contenido C de preferencia es 0.45%, más preferible 0.30%.

Si: 0.05 a 0.5% Si (Silicio) es necesario para desoxidar el acero, y también tiene una acción para mejorar la resistencia a ablandamiento de templado y para mejorar la resistencia a SSC. Con el propósito de desoxidación y mejora en resistencia a SSC, 0.05% o más de Si debe ser contenido. Sin embargo, si contiene Si en forma excesiva, el acero se fragiliza, y adicionalmente la resistencia a SSC más bien disminuye. En particular, si el contenido de Si excede 0.5%, la tenacidad y resistencia a SSC disminuyen significativamente. Por lo tanto, el contenido de Si es 0.05 a 0.5%. Los limites superior e inferior del contenido de Si de preferencia son 0.15% y 0.35%, respectivamente. n: 0.1 a 1.5% Mn (Manganeso) está contenido para desoxidar y desulfurar acero. Sin embargo, si el contenido de Mn es menor que 0.1%, los efectos anteriormente descritos son deficientes. Por otra parte, si el contenido de Mn excede 1.5%, disminuyen la tenacidad y resistencia a SSC. Por lo tanto, el contenido de Mn es 0.1 a 1.5%. El limite inferior del contenido de Mn de preferencia es 0.15%, más preferiblemente 0.20%. También, el limite superior del contenido Mn de preferencia es 0.85%, más preferiblemente Cr (Cromo) es un elemento para asegurar la capacidad de endurecimiento y mejorar la resistencia y resistencia a SSC. Sin embargo, si el contenido de Cr es menor que 0.2%, no pueden lograrse efectos suficientes. Por otra parte, si el contenido de Cr excede 1.5%, se disminuye más bien la resistencia a SSC, y además un decremento en tenacidad se logra. Por lo tanto, el contenido de Cr es 0.2 a 1.5%. El limite inferior de contenido de Cr de preferencia es 0.35%, y más preferiblemente 0.45%. El limite superior del contenido de Cr de preferencia es 1.28%, y más preferiblemente 1.2%.

Mo: 0.1 a 2.5% Mo (Molibdeno) mejora la capacidad de endurecimiento y asegura la resistencia, y también mejora la resistencia a ablandamiento por templado. Por lo tanto, debido a contener Mo, puede realizarse templado a altas temperaturas, y como resultado, la forma de los carburos se vuelve esférica, y la resistencia a SSC se mejora. Sin embargo, si el contenido de Mo es menor a 0.1%, estos efectos son escasos. Por otra parte, si el contenido de Mo excede 2.5%, a pesar del hecho de que aumenta el costo de materia prima, los efectos anteriormente-descritos se saturan algo. Por lo tanto, el contenido de Mo es 0.1 a 2.5%. El limite inferior del contenido de Mo de preferencia es 0.3%, más preferiblemente 0.4%. También, el límite superior del contenido de Mo de preferencia es 1.5%, más preferiblemente 1.0%.

Ti: 0.005 a 0.50% Ti (Titanio) tiene la acción de mejorar la capacidad de endurecimiento al inmovilizar N, que es una impureza en el acero, y provocar que B exista en un estado disuelto en acero al tiempo de enfriamiento brusco. También, Ti tiene el efecto de evitar el engrosamiento de los granos de cristal y el crecimiento anormal de granos al tiempo de enfriamiento brusco con recalentamiento por precipitación como carbo-nitruros finos en el proceso del aumento de temperatura para enfriamiento brusco con recalentamiento. Sin embargo, si el contenido de Ti es menor a 0.005%, estos efectos son bajos. Por otra parte, si el contenido Ti excede 0.50%, se logra una disminución en tenacidad. Por lo tanto, el contenido de Ti es 0.005 a 0.50%. El límite inferior del contenido de Ti de preferencia es 0.010%, más preferible 0.012%. También, el límite superior del contenido de Ti de preferencia es 0.10%, más preferible 0.030%.

Al: 0.001 a 0.50% Al (Aluminio) es un elemento efectivo para desoxidar acero. Sin embargo, si el contenido de Al es menor a 0.001%, no puede lograrse un efecto deseado, y si el contenido de Al excede 0.50%, la cantidad de inclusiones aumenta y disminuye la tenacidad, y también disminuye la resistencia a SSC por engrosamiento de inclusiones. Por lo tanto, el contenido de Al es 0.001 a 0.50%. Los limite inferior y superior del contenido de Al de preferencia son 0.005% y 0.05%, respectivamente. El contenido de Al anteriormente descrito significa la cantidad de Al en sol. (Al soluble en ácido) .

Una composición química del acero empleada en el método de producción de la presente invención (específicamente, la composición química del acero de acuerdo con la presente invención (1)) consiste de los elementos anteriormente-descritos y el balance de Fe e impurezas en donde Ni, P, S, N y O entre las impurezas son Ni: 0.1% o menos, P: 0.04% o menos, S: 0.01% o menos, N: 0.01% o menos, y O: 0.01% o menos.

Las "impurezas" aquí descritas significan elementos que entran en forma mezclada a cuenta de diversos factores en el proceso de producción incluyendo materias primas tales como mena o desechos, cuando se produce un acero a escala industrial, y se permiten contenidos dentro del intervalo de manera tal que los elementos no ejercen una influencia adversa en la presente invención.

A continuación, se explican Ni, P, S, N y O (oxigeno) en las impurezas.

Ni : 0.1% o menos Ni (Níquel) disminuye la resistencia a SSC. En particular, si el contenido Ni excede 0.1%, la disminución en resistencia a SSC es notable. Por lo tanto, el contenido de Ni en las impurezas es 0.1% o menos. El contenido de Ni de preferencia es 0.05% o menos, y más preferiblemente 0.03% o menos.

P: 0.04% o menos P (Fósforo) segrega en la frontera de grano, y disminuye la tenacidad y resistencia a SSC. En particular, si el contenido de P excede 0.04%, la disminución en tenacidad y resistencia a SSC son notables. Por lo tanto, el contenido de P en las impurezas es 0.04% o menos. El límite superior del contenido de P en las impurezas de preferencia es 0.025%, más preferiblemente 0.015%.

S: 0.01% o menos S (Azufre) produce inclusiones gruesas, y disminuye la tenacidad y resistencia a SSC. En particular, si el contenido S excede 0.01%, la disminución en tenacidad y resistencia a SSC es notable. Por lo tanto, el contenido de S en las impurezas es 0.01% o menos. El límite superior del contenido de S en las impurezas de preferencia es 0.005%, más preferiblemente 0.002%.

N: 0.01% o menos N (Nitrógeno) combina con B, y evita el efecto ventajoso de mejorar la capacidad de endurecimiento de B.

También, si N está contenido en exceso, N produce inclusiones gruesas junto con Al, Ti, Nb, etc., y tiene una tendencia a disminuir la tenacidad y resistencia a SSC. En particular, si el contenido de N excede 0.01%, la disminución en tenacidad y Resistencia a SSC es notable. Por lo tanto, el contenido de N en las impurezas es 0.01% o menos. El limite superior del contenido de N en las impurezas de preferencia es 0.005%.

O: 0.01% o menos 0 (Oxigeno) produce inclusiones junto con Al, Si, etc. Al engrosar las inclusiones, la tenacidad y resistencia a SSC se disminuyen. En particular, si el contenido de O excede 0.01%, la disminución en tenacidad y resistencia a SSC es notable. Por lo tanto, el contenido de O en las impurezas es 0.01% o menos. El limite superior del contenido de O en las impurezas de preferencia es 0.005%.

Otra composición química del acero empleado en el método de producción de la presente invención (específicamente, la composición química del acero de acuerdo con la presente invención (2)) además comprende cuando menos un elemento de Nb, V, B, Ca, Mg y REM (metal de tierra rara) .

El "REM" aquí descrito es un término general de un total de 17 elementos de Se, Y y lantanoides, y el contenido 'de REM significa el contenido total de uno o más elementos de REM.

A continuación, se explican las ventajas operativas de Nb, V, B, Ca, Mg y REM y las razones por las que se restringe el intervalo de composición. (a) Nb: 0.4% o menos, V: 0.5% o menos, y B: 0.01% o menos Todos de Nb, V y B tienen una acción para mejorar la resistencia a SSC. Por lo tanto, en el caso en donde se desea alcanzar una superior Resistencia a SSC, estos elementos pueden estar contenidos. A continuación, Nb, V y B se explican.

Nb: 0.4% o menos Nb (Niobio) es un elemento que precipita como carbo-nitruros finos, y tiene el efecto de hacer los granos previos de austenita finos y de esta manera mejora la resistencia a SSC. Por lo tanto, Nb puede estar contenido según sea necesario. Sin embargo, si el contenido Nb excede 0.4%, se deteriora la tenacidad. Por lo tanto, el contenido de Nb, si está contenido es 0.4% o menos. El contenido de Nb, si está contenido de preferencia es 0.1% o menos .

Por otra parte, para lograr en forma estable el efecto anteriormente descrito de Nb, el contenido de Nb, si está contenido, de preferencia es 0.005% o más, y más preferible 0.01% o más.

V: 0.5% o menos V (Vanadio) precipita como carburos (VC) cuando se realiza templado, y mejora la resistencia de ablandamiento por templado, de manera tal que V permite que se realice templado a altas temperaturas. Como resultado, V tiene un efecto de mejorar la resistencia a SSC. También, V tiene un efecto de restringir la producción de M02C con forma de agujas, que se vuelve el punto de partida de ocurrencia de SSC cuando el contenido Mo es elevado. Además, al contener V en complejo con Nb, puede lograrse una mucha mayor resistencia a SSC. Por lo tanto, V puede estar contenido según sea necesario. Sin embargo, si el contenido de V excede 0.5%, disminuye la tenacidad. Por lo tanto, el contenido de V, si está contenido es 0.5% o menos. El contenido de V, si está contenido de preferencia es 0.2% o menos.

Por otra parte, para lograr en forma estable el efecto anteriormente descrito de V, el contenido de V, de estar contenido, de preferencia es 0.02% o más. En particular, en el caso en donde el acero contiene 0.68% o más de Mo, para restringir la producción de M02C con forma de agujas, la cantidad anteriormente descrita de V de preferencia está contenida en forma compleja.

B: 0.01% o menos B (Boro) es un elemento que tiene efectos de incrementar la capacidad de endurecimiento y mejorar la resistencia a SSC. Por lo tanto, B puede estar contenido según sea necesario. Sin embargo, si el contenido de B excede 0.01%, la resistencia a SSC más bien disminuye, y además también disminuye la tenacidad. Por lo tanto, el contenido de B, de estar contenido es 0.01% o menos. El contenido de B, si está contenido de preferencia es 0.005% o menos y más de preferencia es 0.0025% o menos.

Por otra parte, para lograr en forma estable los efectos anteriormente descritos de B, el contenido de B, si está contenido, de preferencia es 0.0001% o más y más preferible 0.0005% o más.

Sin embargo, los efectos anteriormente descritos de B aparecen en el caso en donde B se provoca que exista en un estado disuelto en el acero. Por lo tanto, en el caso en el que B está contenido, la composición química de preferencia se regula de manera tal que, por ejemplo Ti de una cantidad tal como para ser capaz de inmovilizar N tiene una alta afinidad con B como nitruros, está contenido. (b) Ca: 0.005% o menos, Mg: 0.005% o menos, y REM: 0.005% o menos Todos de Ca, Mg y REM reaccionan con S existente como una impureza en el acero para formar sulfuros, y tienen una acción para mejorar las formas de inclusiones y de esta manera incrementar la resistencia a SSC. Por lo tanto, estos elementos pueden estar contenidos según sea necesario. Sin embargo, si cualquier elemento contenido excede 0.005%, más bien disminuye la resistencia a SSC y también una disminución en tenacidad se logra, y adicionales defectos son susceptibles de ocurrir a menudo en la superficie del acero. Por lo tanto, el contenido de cualquiera de Ca, Mg y REM, si está contenido, es 0.005% o menos. El contenido de cualquiera de estos elementos, de estar contenidos, de preferencia es 0.003% o menos.

Por otra parte, para lograr en forma estable el efecto anteriormente descrito de Ca, Mg y REM, el contenido de cualquiera de estos elementos, de estar contenido, de preferencia es 0.001% o más.

Como ya se describió, el "REM" es un término general de un total de 17 elementos de Se, Y y lantanoides, y el contenido de REM significa el contenido total de uno o más elementos de REM.

El REM en general está contenido en la forma de una mezcla de metales (misch metal) . Por lo tanto, REM puede agregarse por ejemplo en la forma de mezcla de metales, y puede estar contenido de manera tal que la cantidad de REM esté en el intervalo anteriormente descrita .

Solo un elemento de cualquiera de Ca, Mg y REM puede estar contenido, o dos o más elementos pueden estar contenidos en forma compleja. El contenido total de estos elementos de preferencia es 0.006% o menos y además de preferencia es 0.004% o menos.

(B) Método de producción A continuación, en el ítem (B) , explicación detallada se da del método para producir un material de acero de alta resistencia, excelente en resistencia a agrietado por tensión de sulfuro de la presente invención.

En el método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietado por tensión de sulfuro de acuerdo con la presente invención, el acero que tiene la composición química descrita en el ítem (A) y que se ha trabajo en caliente en una forma deseada, se somete a las siguientes etapas en forma secuencial: [1] Una etapa de calentar el acero a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3 y enfriar el acero; [2] Una etapa de recalentar el acero a una temperatura no menor que el punto de transformación Ac3 y enfriamiento brusco del acero por rápido enfriamiento; y [3] Una etapa de templar el acero a una temperatura no superior al punto de transformación Aci.

Al realizar las etapas de los ítems [1] a -[3] secuencialmente, el refinamiento de granos de austenita previa puede lograrse, el material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a SSC puede obtenerse a bajo costo, y además la mejora en tenacidad debido al refinamiento de granos de austenita previa puede esperarse.

Si el acero tiene la composición química descrita en el ítem (A) y se ha trabajado en caliente en una forma deseada, la historia de producción antes del desempeño de la etapa [1] no está sujeta a ninguna restricción específica. Por ejemplo, si el acero se produce por el proceso ordinario en el que un lingote o una pieza vaciada se forma después de fundir, y el acero se trabaja en caliente en una forma deseada por cualquier método tal como laminado en caliente o forja en caliente, después el trabajo en caliente para constituir una forma deseada, el acero puede ser enfriado a una baja velocidad de enfriamiento, como el enfriamiento con aire, o puede ser enfriado con alta velocidad de enfriamiento como el enfriamiento con agua.

La razón para esto es como se describe a continuación. Incluso si se realiza cualquier intento después del trabajo en caliente para constituir una forma deseada, al realizar secuencialmente las etapas [1] a [3] posteriormente, una micro-estructura que principalmente consiste de martensita templada fina se forma después del tratamiento de templado a una temperatura no superior al punto de transformación Aci en la etapa [3] se ha terminado .

El calentamiento en la etapa [1] debe realizarse a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3. En el caso en donde la temperatura de calentamiento se desvia del intervalo de temperatura anteriormente descrito, incluso si se realiza templado con recalentamiento en la siguiente etapa [2], suficiente refinamiento de granos de austenita previa no puede lograrse en ciertos casos.

La etapa [1] no requiere necesariamente ser restringida en especifico excepto porque el calentamiento se realiza a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3, esto es, a una temperatura en la región de dos fases de ferrita y austenita.

Incluso si el tratamiento de calentamiento se realiza bajo la condición de que el valor de PL expresado por PL = (T + 273) x (20 + log10t) en donde T es la temperatura de calentamiento (grados C) y t es el tiempo de calentamiento (h) , excede 23, 500, el refinamiento de los granos de austenita neutralizados en la siguiente etapa [2] tiende a saturar, y el costo simplemente se incrementa. Por lo tanto, tratamiento de calentamiento de preferencia se realiza bajo la condición de que el valor de PL es 23, 500 o menor. Concerniente al tiempo de calentamiento, dependiendo del tipo de horno empleado para calentar al menos 10s es deseable. También, el enfriamiento después del tratamiento de calentamiento de preferencia es enfriamiento con aire.

Después de la etapa [1], el acero se somete a una etapa de recalentado a una temperatura no menor que el punto de transformación Ac3 en la etapa [2], esto es, a una temperatura en el intervalo de temperatura de austenita y neutralizada por enfriamiento rápido, con lo que se logra el refinamiento de granos de austenita.

Si la temperatura de recalentamiento en la etapa [2] excede (punto de transformación Ac3 + 100 grados C) , los granos de austenita previa en ocasiones se engruesan. Por lo tanto, la temperatura de recalentamiento en la etapa [2] de preferencia es (punto de transformación Ac3 + 100 grados C) o menor.

El método de enfriamiento brusco no necesariamente requiere estar sujeto a ninguna restricción especifica. Un método de enfriamiento brusco con agua se emplea en general, sin embargo siempre que ocurre transformación martensitica en el tratamiento de enfriamiento brusco, el acero puede enfriarse rápidamente por un método apropiado tal como un método de enfriamiento brusco con nebulización.

Después de la etapa [2], el acero se somete a una etapa de templado a temperatura no superior al punto de transformación Aci en la etapa [3] , esto es, a una temperatura en el intervalo de temperaturas en el que la transformación inversa en austenita no ocurre, con lo que puede obtenerse el material de acero de alta resistencia, excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro. El limite inferior de la temperatura de templado puede determinarse en forma apropiada por la composición química del acero y la resistencia requerida para el material de acero. Por ejemplo, el templado puede realizarse a una superior temperatura para disminuir la resistencia, y por otra parte, a una menor temperatura para incrementar la resistencia. Como el método de enfriamiento después de templado, es deseable enfriamiento con aire.

A continuación, el método para producir un material de acero de acuerdo con la presente invención se explica con más detalle al tomar el caso en el que una tubería de acero sin soldadura se fabrica como un ejemplo.

En el caso en donde el material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro es una tubería de acero sin soldadura, se prepara un tocho que tiene la composición química descrita en el ítem (A) .

El tocho puede ser desbastado de un bloque de acero tal como un palancón o una placa, o puede ser vaciado por CC redondo. Está por demás decir, que el tocho también puede formarse de un lingote.

Del tocho, se lamina en caliente una tubería. En particular, primero, el tocho se calienta a una temperatura en el intervalo de temperatura en el que puede realizarse perforación, y se somete a un proceso de perforación en caliente. La temperatura de calentamiento del tocho antes de perforación, usualmente está en el intervalo de 1100 a 1300 grados C.

Los medios para perforación en caliente no se restringen en forma necesaria. Por ejemplo, una camisa hueca puede obtenerse por el proceso de perforación Mannesmann o semejante.

La camisa hueca obtenida se somete a trabajo de elongación y trabajo de acabado.

El trabajo de elongación es una etapa para fabricar tubería de acero sin soldadura, que tiene una forma y tamaño deseado al alargar la camisa hueca que se ha perforado por una máquina de perforación y regular el tamaño. Esta etapa puede realizarse al utilizar por ejemplo, un horno de mandril o un horno de tapón. También, el trabajo de acabado puede realizarse al utilizar un calibrador o semejantes.

La proporción de trabajo de trabajo de elongación y trabajo de acabado no se restringe necesariamente. La temperatura de acabado en el trabajo de acabado de preferencia es 1100 grados C o menor. Sin embargo, si la temperatura de acabado excede 1050 grados C, se desarrolla en ocasiones una tendencia para engrosar los granos de cristal. Por lo tanto, la temperatura de acabado en el trabajo de acabado es además de preferencia 1050 grados C o menor. A una temperatura no superior a 900 grados C, el trabajo es difícil de realizar considerando el aumento en la resistencia a deformación, de manera tal que la elaboración de tubería de preferencia se realiza a una temperatura que excede 900 grados C.

Como se muestra en la presente invención (3), la tubería de acero sin soldadura que se ha sometido a trabajo de acabado en caliente, puede ser enfriada por aire como está. El "enfriamiento por aire" aquí descrito incluye el así denominado "enfriamiento natural" o "que se deje enfriar" .

Adicionalmente, como se muestra en la presente invención (4), la tubería de acero sin soldadura, se ha sometido a trabajo de acabado en caliente puede ser calentada en forma suplementaria a una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3 y no superior a 1050 grados C en linea, y sometida a enfriamiento brusco desde una temperatura no menor al punto de transformación Ar3, esto es a una temperatura en el intervalo de temperatura de austenita. En este caso, ya que dos tratamientos de enfriamiento brusco incluyendo el tratamiento de enfriamiento brusco con recalentamiento se realizan en la etapa subsecuente [2], puede lograrse refinamiento de los granos de cristal.

Si la tubería de acero sin soldadura se calienta de manera suplementaria a una temperatura que excede 1050 grados C, el engrosamiento de los granos de austenita se vuelve notable e incluso si se realiza el tratamiento de enfriamiento brusco con recalentamiento en la etapa subsecuente [2], el refinamiento de los granos de austenita previa se vuelve difícil de realizar en ciertos casos. El límite superior de la temperatura de calentamiento suplementaria de preferencia es 1000 grados C. Como el método para enfriamiento brusco de una temperatura no menor al punto de transformación Ar3, un método de enfriamiento brusco con agua en general es económico, sin embargo cualquier método de enfriamiento brusco en el que ocurre transformación martensitica puede emplearse, y por ejemplo, puede utilizarse un método de enfriamiento brusco con nebulización.

Aún más, como se muestra en la presente invención (5), la tubería de acero sin soldadura habiéndose sometido a trabajo de acabado en caliente puede ser sometido a enfriamiento brusco directamente desde una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3, esto es, desde una temperatura en el intervalo de temperatura de austenita. En este caso, ya que dos tratamientos de enfriamiento brusco incluyendo el tratamiento de enfriamiento brusco con recalentamiento se realizan en la etapa subsecuente [2], pueden lograrse refinamiento de los granos de cristal. Como el método para enfriamiento brusco de una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3, un método de enfriamiento brusco general con agua es económico, sin embargo cualquier método de enfriamiento brusco en el que ocurre transformación martensítica puede emplearse, y por ejemplo, puede utilizarse un método de enfriamiento brusco con nebulización.

En los métodos anteriormente descritos, la tubería de acero sin soldadura se ha trabajado en caliente y subsecuentemente se enfría, se somete a "la etapa de calentar el acero a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3 y enfría el acero" en la etapa [1], que es una etapa característica de la presente invención.

En la explicación siguiente, el calentamiento realizado antes de la etapa [2], esto es, el calentamiento en la etapa [1] en ocasiones se refiere como "tratamiento térmico intermedio" .

El tratamiento térmico intermedio de preferencia se realiza por un aparato de calentamiento conectado a un aparato para someter a enfriamiento brusco de tratamiento térmico en linea, cuando la tubería de acero sin soldadura se somete a trabajo de acabado en caliente se calienta en forma suplementaria a una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3 y una superior a 1050 grados C en línea, sometida a enfriamiento brusco de una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3, y subsecuentemente se somete al tratamiento térmico intermedio, como se muestra en la presente invención (6). Además, el tratamiento térmico intermedio de preferencia se realiza por un aparato de calentamiento conectado a un aparato de enfriamiento brusco que realiza enfriamiento brusco directo cuando el tubo de acero sin soldadura que se ha sometido a trabajo de acabado en caliente se somete a enfriamiento brusco directamente desde una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3, y subsecuentemente se somete a el tratamiento térmico intermedio, como se muestra en la presente invención (7). Al utilizar los aparatos de calentamiento, se logra un efecto suficiente de restricción de rotura por corrosión bajo tensiones.

Como ya se describió, las condiciones de calentamiento en la etapa [1] no requieren necesariamente ser restringidas específicamente excepto porque el calentamiento se realiza a una temperatura que excede del punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3, esto es, a una temperatura en la región de dos fases de ferrita y austenita.

El tubo de acero sin soldadura sometido a la etapa [1] se vuelve a calentar y somete a enfriamiento brusco en la etapa [2] , y además se templa en la etapa [3].

Por los métodos anteriormente descritos, puede obtenerse una tubería de acero sin soldaduras de alta resistencia, que es excelente en resistencia a SSC, con la cual también puede esperarse mejora en tenacidad.

A continuación, la presente invención se explica en forma más específica por referencia a los ejemplos. La presente invención no se limita a los ejemplos.

EJEMPLOS (Ejemplo 1) Los componentes de cada uno de los aceros A a L que tienen la composición química dada en la Tabla 1, se regulan en un convertidor, y cada uno de los aceros A a L se somete a vaciado continuo, con lo que un tocho que tiene un diámetro de 310 mm se preparó. La Tabla 1 adicionalmente da el punto de transformación Aci y el punto de transformación AC3 que se calcularon al utilizar las fórmulas de Andrews [1] y [2] (K. . Andrews: JISI, 203 (1965), pp. 721 - 727) descritas a continuación. Por cada acero, Cu, W y As no se detectaron en una concentración a grado tal que ejerza una influencia en el valor calculado.

Punto Aci (°C) = 723 + 29.1 x Si - 10.7 x Mn -16.9 x Ni + 16.9 x Cr + 6.38 x W + 290 x As ... [1] Punto Ac3 (°C) = 910 - 203 x C0"5 + 44.7 x Si -15.2 x Ni + 31.5 x Mo + 104 x V +13.1 x W - (30 x Mn + 11 x Cr + 20 x Cu - 700 x P - 400 x Al - 120 x As -400 x Ti) ... [2] en donde cada uno de C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Al, W, As y P en las fórmulas significa el contenido en por ciento en masa de ese elemento.

Tabla 1 El tocho se calentó a 1250 grados C, y posteriormente se trabajó en caliente y terminó en una tubería de acero sin soldadura que tiene una forma deseada. En particular, el tocho que se ha calentado a 1250 grados C primero se perfora utilizando un horno de perforación Mannesmann para obtener una camisa hueca. Después, la camisa hueca se somete a trabajo de elongación utilizando un horno de mandril y trabajo de acabado al utilizar un tren reductor con estirado y se termina en una tubería de acero sin soldadura que tiene un diámetro exterior de 244.48 mm, un espesor de pared 13.84 mm, y una longitud de 12 m. La temperatura de acabado en el trabajo reductor de diámetro utilizando el tren reductor con estirado fue aproximadamente 950 grados C en todos los casos.

La tubería de acero sin soldadura se ha terminado para tener las dimensiones anteriormente descritas, se enfrió bajo las condiciones dadas en la Tabla 2.

El "ILQ" en la Tabla 2 indica que la tubería de acero sin soldadura terminada fue calentada en forma suplementaria bajo las condiciones de 950 grados C x 10 min en línea, y se sometió a enfriamiento brusco por enfriamiento con agua. El "DQ" indica que la tubería de acero sin soldadura terminada se enfría con agua de una temperatura no menor a 900 grados C, que es una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3, sin calentarse en forma suplementaria, y se sometió a enfriamiento brusco directamente. "AR" indica que la tubería de acero sin soldadura terminada se enfría al aire a temperatura ambiente .

La tubería de acero sin soldadura así obtenida se corta en tramos y se somete a tratamiento térmico intermedio experimentalmente bajo las condiciones dadas en la Tabla 2. El enfriamiento después de tratamiento térmico intermedio fue enfriamiento al aire. El símbolo "-" en la columna de tratamiento térmico intermedio de la Tabla 2 indica que el tratamiento térmico intermedio no se realizó.

De la tubería de acero que se ha enfriado al aire después de tratamiento térmico intermedio, se cortó un espécimen de prueba para medir la dureza, y la dureza Rockwell C (a continuación abreviada como "HRC") se midió. La medición de HRC se realizó desde el punto de vista de evaluación de resistencia a ruptura por corrosión bajo tensiones. Si la HRC es 41 o menos, especialmente 40 o menos, puede juzgarse que la ocurrencia de ruptura por corrosión bajo tensiones puede ser suprimida. Para la tubería de acero sin soldaduras de "AR" , esto es, la tubería de acero que se enfría al aire a la temperatura ambiente después de acabado, la ruptura por corrosión bajo tensiones no ocurrirá debido a que la tubería de acero no se sometió a enfriamiento brusco. Por lo tanto, para la tubería de acero sometida a tratamiento térmico intermedio por igual, la medición de HRC se omitió.

A continuación, la tubería de acero que se ha enfriado al aire después de tratamiento térmico intermedio se sometió a enfriamiento brusco con recalentamiento en forma experimental en la etapa [2], en donde la tubería de acero se calentó a 920 grados C por 20 minutos y se sometió a enfriamiento brusco. Concerniente al enfriamiento brusco con recalentamiento, para las tuberías de acero utilizando los aceros A a F y L, la tubería de acero se sometió a enfriamiento brusco al sumergirla en tanque o se enfrió rápidamente al utilizar chorros de agua, y para las tuberías de acero utilizando los aceros G a K, la tubería de acero se enfrió por rocío de nebulización de agua.

Después del enfriamiento brusco con recalentamiento, se examinó el número de tamaño de granos de austenita previa. Esto es, se cortó un espécimen de prueba de la tubería de acero con enfriamiento brusco-recalentamiento, de manera tal que su sección transversal perpendicular a la dirección longitudinal de la tubería (dirección de producción de tubería) es una superficie a examinar, y se incrustó en una resina. De esta manera, se reveló la frontera de granos de austenita previa por el método Bechet-Beauj ard, en donde el espécimen de prueba fue sometido a corrosión por solución acuosa saturada de ácido pícrico, y el número de tamaños de grano de austenita previa se examinó en conformidad con ASTM E112-10.

La Tabla 2 adicionalmente da HRC en el caso en el que la tubería de acero se enfrió al aire después de tratamiento térmico intermedio y el resultado de medición del número de tamaño de granos de austenita previa después de enfriamiento brusco con recalentamiento. En la Tabla 2, para facilidad de descripción, el HRC anteriormente descrito se describe como "HRC después de tratamiento térmico intermedio".

Tabla 2 5 10 15 5 Tabla 2 (continua) 25 5 10 15 5 PL = (T+273)x(20+logiot) [en donde T es la temperatura de calentamiento (grados C) y t es el tiempo de calentamiento (g) ] "." en la columna de tratamiento térmico intermedio, indica que tratamiento térmico intermedio no se realizó en la columna HRC después de tratamiento térmico intermedio, indica que la medición de HRC no se realizó * indica que las condiciones no satisfacen aquellos definidas por la presente invención La Tabla 2 claramente demuestra que independientemente de las condiciones de enfriamiento de la tubería de acero sin soldadura, en los números de prueba de las modalidades ejemplares de la presente invención, en donde la tubería de acero se enfría después de haber sido calentada a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3 como se define en la presente invención, esto es, a una temperatura en la región de dos fases de ferrita y austenita, el número de tamaño de granos de austenita previa después de enfriamiento brusco con recalentamiento fue 9.5 en el número de prueba 47, incluso en el caso en los granos más gruesos, y en la mayoría de los casos fue 10 o más, indicando granos finos.

Mientras que los números de tamaño de granos de austenita previa de los números de prueba 9, 34 y 40 a 47 de las modalidades ejemplares de la presente invención fueron 9.5 a 11.2, los números de tamaño de granos de austenita previa de los números de prueba 6 y 12 de los ejemplos comparativos fueron 8.4 y 8.3, respectivamente. Es aparente que incluso en el caso en donde la tubería de acero sin soldadura se enfría con aire y no se somete a enfriamiento brusco después de trabajo de acabado, si la tubería de acero se fabrica por el método de acuerdo con la presente invención, puede lograrse un efecto de refinamiento excelente.

Aún más, en modalidades ejemplares de la presente invención, HRC en el caso en donde la tubería de acero se enfría con aire después de tratamiento térmico intermedio fue 30.3 o menos, de manera tal que no ocurrirá ruptura por corrosión bajo tensiones.

En contraste, en número de prueba de ejemplos comparativos en donde la tubería de acero se enfría después de calentarse a una temperatura no superior al punto de transformación Aci que se desvía de la condición definida en la presente invención, los números de tamaños de granos de austenita previa después de enfriamiento brusco con recalentamiento fueron cuando más 9.1 (número de prueba 11), y los granos fueron gruesos en comparación con modalidades ejemplares de la presente invención.

Como se describió anteriormente, es aparente que al someter el acero, que tiene la composición química definida en la presente invención y se ha trabajado en caliente en una forma deseada, a las etapas [1] y [2] definidas en la presente invención en forma secuencial, esto es, al enfriar el acero que se ha calentado a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3 y después al recalentar el acero a una temperatura no menor que el punto de transformación Ac3 y someterlo a enfriamiento brusco por enfriamiento rápido, pueden hacerse finos los granos de austenita previa. Por refinamiento de los granos de austenita previa, pueden esperarse las mejoras en resistencia a SSC y tenacidad.

(Ejemplo 2) Para confirmar la mejora en resistencia a SSC debido al refinamiento de granos de austenita previos, esta mejora se logra por el método de la presente invención, algunas de las tuberías de acero sometidas a enfriamiento brusco con recalentamiento descritas anteriormente (ejemplo 1) se sometieron a templado en la etapa [3] . El templado se realiza al calentar la tubería de acero a una temperatura de 650 a 710 grados C por 30 a 60 minutos de manera tal que YS se ajusta a aproximadamente 655 a 862 MPa (95 a 125 ksi) , y el enfriamiento después de templado fue enfriamiento con aire.

La Tabla 3 da las condiciones de templado específicas junto con las condiciones de enfriamiento después del trabajo de acabado de la tubería de acero sin soldadura y el número de tamaño de granos de austenita previa después de enfriamiento brusco con recalentamiento. Los números de prueba en la Tabla 3 corresponden a los números de prueba en la Tabla 2 descritas anteriormente (ejemplo 1) . También, a a d fijo a los números de prueba 7 y 8 son marcas que significan que se cambiaron las condiciones de templado.

De cada uno de los tubos de acero templados, un espécimen de prueba para medir la dureza se corta para medir HRC.

También, de la tubería de acero, un espécimen de prueba de tensión o tracción con barra redonda especificado en NACE TM0177 Método A, este espécimen de prueba tiene una parte paralela que tiene un diámetro exterior de 6.35 mm y una longitud de 25.4 mm, se corta de manera tal que su dirección longitudinal es la dirección de longitud de tubería de acero (dirección de producción de la tubería) , y las propiedades de tracción a temperatura ambiente se examinaron. Con base en el resultado de este examen, la prueba de carga constante especificada en NACE TM0177 Método A se realiza para examinar la resistencia a SSC.

Como la solución de prueba para el examen de resistencia a SSC, una solución acuosa de ácido acético 0.5% + cloruro de sodio al 5% se empleó. Mientras que gas sulfuro de hidrógeno de 0.1 MPa se alimenta en esta solución, una tensión de 90% de la YS medida actualmente (a continuación referida como "90%AYS") o una tensión de 85% del límite inferior nominal YS (a continuación referido como "85%SMYS") se impuso, con lo que se realizó la prueba de carga constante.

Específicamente, en los números de prueba 1 a 5, 14, 21, 23, 26, 38, 42 y 44 a 47 dados en la Tabla 3, la prueba de carga constante se realiza al imponer 90%AYS. También, en los números de prueba 7a a 12 y 33 a 35, la prueba de carga constante se realiza al imponer 645 MPa como 85%SMYS considerando el nivel de resistencia como clase 758 MPa (110 ksi) en donde YS es 758 a 862 MPa (110 a 125 ksi) a partir del resultado de examen de las propiedades de tracción. En cada uno de los números de prueba, la resistencia a SSC se evalúa por el tiempo de ruptura más corto al hacer el número de pruebas 2 o 3. Cuando no ocurre ruptura en la prueba de 720 horas, la prueba de carga constante se interrumpe en ese momento.

La Tabla 3 adicionalmente da los resultados de examen de HRC, propiedades de tracción, y resistencia a SSC. El tiempo de ruptura más corto ">720" en la columna de resistencia a SSC de la Tabla 3 indica que todos los especímenes de prueba no se rompieron en la prueba de 720 horas. En el caso anteriormente descrito, la Tabla 3, la marca "O" se describe en la columna de juicio considerando la resistencia a SSC como excelente. Por otra parte, en el caso en el que el tiempo de ruptura no es mayor a 720 horas, la marca "X" se describió en la columna de juicio considerado que la resistencia a SSC es deficiente.

Tabla 3 (Tabla 3 continua) ">720" en la columna de resistencia SSC indica que todos los especímenes de pruebas no se rompieron a la prueba de 720 horas.

"O" se describe en la columna de juicio considerando que la resistencia a SSC es excelente. Por otra parte, en el caso en donde el tiempo de ruptura no es mayor a 720 horas, la marca "x" se describe en la columna de juicio considerando la resistencia a SSC como deficiente. * indica que las condiciones no satisfacen aquellas definidas por la presente invención.

La Tabla 3 evidentemente muestra que el someter el acero, en donde el refinamiento de granos de austenita previa se logra por el desempeño secuencial de las etapas [1] y [2] definidas en la presente invención, al tratamiento de templado en la etapa [3], puede alcanzarse una excelente resistencia a SSC.

APLICABILIDAD INDUSTRIAL De acuerdo con la presente invención, ya que el refinamiento de los granos de austenita previa puede lograrse por medios económicamente eficientes, puede obtenerse un material de acero con alta resistencia excelente en resistencia a SSC a bajo costo. También, por la presente invención, un tubo para pozo de petróleo sin soldaduras, de acero de baja aleación y alta resistencia, excelente resistencia en SSC puede producirse a un costo relativamente bajo. Además, de acuerdo con la presente invención, puede esperarse mejora en tenacidad debido al refinamiento de los granos de austenita previos.

Claims (7)

REIVINDICACIONES

1. Un método para producir un material de acero de alta resistencia, excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro, en donde un acero que tiene una composición química que consiste de, en por ciento en masa, C: 0.15 a 0.65%, Si: 0.05 a 0.5%, Mn: 0.1 a 1.5%, Cr: 0.2 a 1.5%, Mo: 0.1 a 2.5%, Ti: 0.005 a 0.50%, Al: 0.001 a 0.50%, y el resto de Fe e impurezas, en donde Ni, P, S, N y O entre las impurezas son Ni: 0.1% o menos, P: 0.04% o menos, S: 0.01% o menos, N: 0.01% o menos, y O: 0.01% o menos, y que se han trabajado en caliente en una forma deseada, se somete secuencialmente a las etapas siguientes [1] a [3]: [1] una etapa de calentar el acero a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3 y enfriar el acero; [2] una etapa de recalentar el acero a una temperatura no menor que el punto de transformación Ac3 y someter a enfriamiento brusco el acero por rápido enfriamiento; y [3] una etapa de templar el acero a una temperatura no superior al punto de transformación Aci.

2. Método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro, en donde un acero que tiene una composición química que consiste en por ciento en masa, C: 0.15 a 0.65%, Si: 0.05 a 0.5%, Mn: 0.1 a 1.5%, Cr: 0.2 a 1.5%, ??: 0.1 a 2.5%, Ti: 0.005 a 0.50%, Al: 0.001 a 0.50%, al menos uno selecto de los elementos mostrados en (a) y (b) , y el balance de Fe e impurezas, en donde Ni, P, S, N y O entre las impurezas son Ni: 0.1% o menos, P: 0.04% o menos, S: 0.01% o menos, N: 0.01% o menos, y O: 0.01% o menos, y porque se ha trabajado en caliente en una forma deseada, se somete secuencialmente a las siguientes etapas [1] a [3]: [1] una etapa de calentar el acero a una temperatura que excede el punto de transformación Aci y menor que el punto de transformación Ac3 y enfriar el acero; [2] una etapa de recalentar el acero a una temperatura no menor que el punto de transformación Ac3 y someter a enfriamiento brusco el acero por rápido enfriamiento; y [3] una etapa de templar el acero a una temperatura no superior al punto de transformación Acx; (a) Nb: 0.4% o menos, V: 0.5% o menos, y B: 0.01% o menos; (b) Ca: 0.005% o menos, Mg: 0.005% o menos, y REM: 0.005% o menos .

3. El método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro de conformidad con la reivindicación 1 o 2, caracterizado porque el acero que tiene la composición química de acuerdo con la reivindicación 1 o 2 se termina en caliente en una tubería de acero sin soldadura y se enfria al aire, y posteriormente se somete secuencialmente a las etapas de [1] a [3] .

4. El método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro de conformidad con la reivindicación 1 o 2, caracterizado porque después de que el acero con la composición química de acuerdo con las reivindicación 1 o 2 se ha terminado en caliente en una tubería de acero sin soldadura, el acero se calienta en forma suplementaria a una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3 y no superior a 1050 grados C en línea, y después de someterse a enfriamiento brusco de una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3, el acero se somete secuencialmente a las etapas [1] a [3] .

5. El método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro de conformidad con la reivindicación 1 o 2, caracterizado porque después de que el acero que tiene la composición química de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, se ha terminado en caliente en una tubería de acero sin soldadura, el acero se somete a enfriamiento brusco directamente desde una temperatura no menor que el punto de transformación Ar3 y posteriormente se somete secuencialmente a las etapas de [1] a [3] .

6. El método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro de conformidad con la reivindicación 4, caracterizado porque el calentamiento en la etapa [1] se realiza por un aparato de calentamiento conectado a un aparato para someter a enfriamiento brusco el tratamiento de calentamiento en linea.

7. El método para producir un material de acero de alta resistencia excelente en resistencia a agrietamiento por tensión de sulfuro de conformidad con la reivindicación 5, caracterizado porque el calentamiento en la etapa [1] se realiza por un aparato de calentamiento conectado a un aparato de enfriamiento brusco que realiza enfriamiento brusco directo.