MXPA05000454A

MXPA05000454A - Tubo sin costura de un acero inoxidable martensitico y procedimiento para su fabricacion.

Info

Publication number: MXPA05000454A
Application number: MXPA05000454A
Authority: MX
Inventors: Mutsumi Tanida
Original assignee: Sumitomo Metal Ind
Priority date: 2002-07-15
Filing date: 2003-07-07
Publication date: 2005-03-23
Also published as: CN1668768A; JP4126979B2; WO2004007780A1; BR0312612A; EP1521856B1; AR040354A1; JP2004043935A; CN100355914C; CN100532617C; EP1521856A1; CN101070579A; CA2491834A1; CA2491834C; ZA200500365B; AU2003280989A1

Abstract

La presente invencion provee un tubo sin costura de acero inoxidable martensitico exento de los defectos superficiales interiores y suprimiendo una generacion de fractura retardada en las partes sometidas a impacto, y un procedimiento para fabricar este tubo de acero inoxidable sin costura. Tubo sin costura de acero inoxidable martensitico, en cual se caracteriza por comprender los siguientes elementos: C: 0,15-O,22%, Si: 0,1 - 1,0%, Mn: 0,10- 1,00%, Cr: 12,00 - 14,00%, P: 0,020% o menos, 5: 0,010% o menos, N: 0,05 o menos, O( oxigeno): 0,0060% o menos, Al: 0-0,1%, Ni: O - 0,5%, Cu: O - 0,25%, Ca: O- 0,0050% y'al menos un elemento elegido de al menos un grupo citado mas abajo (total 0,005 - 0,200% en masa en caso de incluir dos o mas tipos de estos elementos), siendo el resto Fe e impurezas, cumpliendo con alguna de las siguientes desigualdades (1), (2), (4) y (5) o las siguientes desigualdades: (1), (3), (4) y (5): C* + 1ON* = 0,45, (1) Hl = -0,003 (C* + 1ON*)+ 0,0016 (2) H2 = -0,0018 (C* + 1ON*)+ 0,000096 (3) Cr* = 9,0, (4) S = 0.0088N+ 0,00056, (5).

Description

SIN COSTURA DE ACERO INOXIDABLE MARTENSÍTICO Y PROCEDIMIENTO PARA SU FABRICACIÓN La presente . invención se refiere a un tubo sin costura de acero inoxidable martensitico, tal como un tubo para un pozo petrolífero, que asegura que no se produzca generación de fisuras resultantes en una fractura retardada. La presente invención también se refiere a un procedimiento para la fabricación de este tubo de acero inoxidable martensitico sin la generación de defectos superficiales interiores como ser costras interiores . ün acero inoxidable martensitico tal como API-13%Cr que se utiliza para tuberías para pozo petrolífero normalmente tiene una concentración de carbono de aproximadamente 0,2%, y requiere un límite elástico de 80 ksi (553 MPa) o más y capacidad de conformación en caliente. Debido a la alta concentración de C y Cr, un tubo de acero inoxidable después de laminado tiene extrema dureza y por lo tanto reducida tenacidad. En consecuencia, un tubo de acero inoxidable martensitico convencional después del laminado puede presentar una fisura resultante de una fractura retardada en la parte sometida a impacto, donde ha sido conformada mediante una carga estática o de impacto antes del tratamiento térmico. En consecuencia, es necesario limitar la altura de apilamiento y/o la altura de caída sobre una pila de tubos de acero durante su transporte o almacenaje .

Además debe acortarse el tiempo de espera antes del tratamiento térmico después del laminado en caliente. Las restricciones arriba mencionadas durante el transporte y almacenaje deben producir diversas desventajas tales como la necesidad de un patio de almacenaje demasiado grande debido a la restricción de la altura de apilamiento y/o la altura de caída de los tubos, una reducción en la eficiencia operativa debido a la cuidadosa manipulación de los tubos de acero necesaria sin excesiva carga de impacto, y una programación restringida desde la laminación en caliente hasta el tratamiento térmico a efectos de terminar el tratamiento térmico dentro de un período de trabajo restringido. La publicación de Patente Japonesa no examinada No. H8-120415 describe el acero inoxidable martensítico con menor concentración de N. En esta memoria de patente solamente se describe la mejora de tenacidad después del tratamiento térmico. Sin embargo, no se describe la relación entre la concentración de N y una fractura retardada en las partes de un tubo de acero sometidas a impacto después del laminado ni los recursos para suprimir defectos superficiales internos tales como costras interiores debido a la pobre capacidad de confirmación en caliente resultante de la menor concentración de N. No es práctico fabricar un tubo de acero sin costura sin precauciones para suprimir costras internas . La Publicación de Patente Japonesa no examinada No- H6- 306551 describe una invención en donde se limita la concentración de hidrógeno para mejorar la tenacidad en la zona afectada por el calor de soldadura de un tubo de acero inoxidable martensitico de baja concentración de carbono. Además, la Publicación de Patente Japonesa no examinada No.H5-255734 describe una invención en que deshidrogena un acero inoxidable martensitico de baja concentración de carbono para evitar fractura retardada. Estas invenciones tratan de un acero inoxidable martensitico de baja concentración de carbono. Sin embargo, no se da descripción alguna en lo que se refiere a la relación entre la concentración de hidrógeno y una fractura retardada en las partes de un tubo de acero inoxidable martensitico que contiene carbono en una concentración tan alta como 0,2%, sometidas a impacto después del laminado. La finalidad primordial de la presente invención es la de proponer un tubo de acero inoxidable martensitico que contiene aproximadamente 0,2% de carbono en que se suprime una fractura retardada en las partes sometidas a impacto después de la laminación y antes del tratamiento térmico y que tampoco genera costras internas . Una segunda finalidad de la presente invención es la de proponer un procedimiento para fabricar un tubo de acero inoxidable martensitico sin generación de costras internas, que suprima una fractura retardada en las partes sometidas a impacto antes del tratamiento térmico después de la laminación. Los inventores de la presente han logrado la primera finalidad limitando la correlación de las concentraciones de carbono, hidrógeno, nitrógeno y azufre además de especificar adecuadamente las concentraciones de los diversos elementos en el acero. Además, los inventores de la presente han logrado la segunda finalidad especificando las condiciones para laminar un tubo de acero. La presente invención se caracteriza por el siguiente acero inoxidable martensitico (A) y el siguiente procedimiento (B) para fabricar el acero inoxidable martensitico. En esta memoria, % implica "% en masa" en lo que se refiere a la concentración de cada elemento. Además, "tubo después del laminado", significa un tubo que está formado por laminación en caliente y que aun no ha sido sometido a tratamiento térmico. (A) Un tubo sin costura de acero inoxidable martensitico caracterizado por comprender, en % en masa, C: 0,15 - 0,22%, Si: 0,1 - 1,0%, Mn: 0,10 - 1,00%, Cr: 12,00 - 14, 00%, P: 0,20% o menos, S: 0,010% o menos, N: 0,05% o menos, O: ( oxigeno): 0,0060% o menos, AL: 0 - 0,1%, Ni: 0 - 0,5%, Cu: 0 - 0,25%, Ca: 0 - 0, 0050% y al menos un elemento de aleación elegido de al menos un grupo de los elementos mencionados más abajo (en total 0,005 - 0,200% en masa en el caso de incluir dos o más tipos de estos elementos de aleación), siendo el resto Fe e impurezas: siendo el primer grupo: V, Nb y Ti de 0, 005 - 0,200% en masa respectivamente. siendo el segundo grupo: B de 0,005- 0,100% en masa, y también se caracteriza por satisfacer cualquiera de las desigualdades (1), (2) , (4) y (5) o las siguientes desigualdades (1) , (3) , (4) y (5) : C* + 10N*< 0,45, (1) Hl < -0,003(0* + ION* ) + 0,0016, (2) H2 < -0,0018 (C* + ION* ) + 0,00096 (3) Cr* < 9,0, (4) S < 0,088N* + 0,00056, (5) en donde C* es la concentración efectiva del soluto carbono (% en masa) definida por la siguiente ecuación (6), N* es la concentración efectiva del soluto nitrógeno (% en masa) definida por la ecuación (7) , y Cr* es el equivalente en Cr definido pór la ecuación (8), Hl de la desigualdad (2) es la cantidad (% en masa) del hidrógeno residual en un tubo de acero después del laminado, y H2 de la desigualdad (3) es la proporción (% en - masa) del hidrógeno residual en el tubo de acero después del tratamiento térmico, y un símbolo de un elemento en cada ecuación o desigualdad es la concentración (% en masa) del respectivo elemente: C* = C ~[12{(Cr/52) x (6/24)}/10], (6) N* = N- [14 { (V/51) + (Nb/93) }/10] , -[14{ (Ti/48) + (B/ll) + (Al/27) }/2] (7) Cr* = Cr + 4Si-(22C + 0,5Mn + l,5Ni + 30N) (8) Además es preferible que el tubo de acero tenga las concentraciones de los siguientes elementos: C: 0,18 - 0,21%, Si: 0,20 - 0,35%, Cr: 12,40 - 13,10%, S: 0, 003% o menos y N: 0,035% o menos.

(B) Un procedimiento para fabricar un tubo sin costura de acero inoxidable martensitico, caracterizado por perforar-laminar un acero inoxidable en una laminadora perforadora del tipo de cilindro inclinado bajo condiciones que satisfacen la siguiente desigualdad (9)., conteniendo el acero (en % en masa) : C: 0,15 -0,22%, Si: 0,1 - 1,0%, Mn: 0,10 - 1,00%, Cr: 12, 00 - 14, 00%, P: 0,020% o menos, S: 0,010% o menos, N: 0,05% o menos, O (oxígeno): 0,0060% o menos, Al: 0 - 0,1%, Ni: 0 - 0,5%, Cu: 0 -0,25%, Ca: 0 - 0, 0050% y al menos un elemento de aleación elegido de al menos un grupo de los que se mencionan más abajo (en total 0,005 - 0,200% en masa en el caso de incluir dos o más tipos de estos elementos de aleación) , siendo el resto Fe e impurezas : siendo el primer grupo: V, Nb y Ti de 0, 005 - 0,200% en masa respectivamente. siendo el segundo grupo: B de 0,0005 - 0,0100% en masa, y también satisface todas las siguientes desigualdades (1) , (4) y '(5) : C* + ION* < 0,45, (1) Cr* < 9,0, (4) S 0,088N* + 0,00056 (5) Cr* < 0, 00009 (C.A.+ F.A)3 " 0, 0035 (CA. + F . A. ) 2 + 0,0567(C.A. + F.A.)+ 8,0024 (9) en donde C* es la concentración efectiva del soluto de carbono (% en masa) definida por la siguiente ecuación (6) , N* es la concentración efectiva del soluto de nitrógeno (% en masa) definida por la ecuación (7) y Cr* es el equivalente en Cr definido por la ecuación (8) . Además es preferible que el tubo de acero tenga las concentraciones de los siguientes elementos: C: 0,18 - 0,21%, Si: 0,20 - 0,35%, Cr: 12,40 - 13,10%, S: 0, 003% o menos, y N 0,035% o menos, y también que el procedimiento para fabricar un tubo sin costura de acero inoxidable martensitico comprenda las siguientes etapas (10) y (11) después de la perforación-laminación. (10) calentar uniformemente un tubo ' a una temperatura de 920° o más, (11) llevar a cabo la laminación en caliente. La invención será descripta a continuación haciendo referencia a los dibujos anexos, en los cuales: La figura 1 es un diagrama que muestra la relación entre la fisura resultante de una fractura retardada y dos parámetros : la concentración efectiva del soluto carbono (C*) y la concentración efectiva del soluto nitrógeno (N*) . La figura 2 es un diagrama que muestra la relación entre la cantidad de hidrógeno residual en un tubo de acero después del laminado (Hl) y el que ha sido sometido a tratamiento térmico (H2 ) . La figura 3 es un diagrama que muestra la relación entre una fisura resultante de una fractura retardada y los dos parámetros: "C* + ION*" y la cantidad de hidrógeno residual en un tubo de acero después del laminado (Hl) .

La figura 4 del diagrama que muestra la relación entre una fisura resultante de una fractura retardada y los dos parámetros, C* + ION* y la cantidad de hidrógeno residual en un tubo de acero tratado térmicamente (H2) . La figura 5 es un diagrama de la frecuencia de costras interiores en una correlación de concentración efectiva del soluto nitrógeno (N* ) y la concentración de azufre. La figura 6 es un diagrama de la frecuencia tanto de costras interiores como de defectos exteriores en la correlación de "ángulo de pie (C.A.) + ángulo de alimentación (F.A. ) " con el equivalente de cromo (Cr*) . Los presentes inventores han partido de la premisa que una fractura- retardada de las partes sometidas a impacto en un acero inoxidable martensitico depende de la cantidad de soluto C (carbono) , soluto N (nitrógeno) , y soluto H (hidrógeno) , que son los. elementos intersticiales. Después de muchos experimentos se confirmaron los siguientes hechos (a) a (d) : (a) La sensibilidad a la fractura retardada en las partes de un tubo de acero sometidas a impacto después del laminado depende de la cantidad de ambos solutos C y N, y especialmente del soluto N. (b) La cantidad del soluto C influencia notablemente la resistencia mecánica después del tratamiento térmico, mientras que la cantidad de soluto N tiene menor influencia. Sin embargo, N provee una notable reducción de la resistencia a la fractura retardada para las porciones sometidas a impacto de un tubo de acero después del laminado. (c) Cuando se disminuye la concentración de N para mejorar la resistencia a la fractura retardada en las porciones sometidas a impacto en un tubo de acero después del laminado, la estructura austenítica se vuelve inestable a alta temperatura, lo que produce numerosas costras interiores durante la fabricación del tubo debido a la' escasa capacidad de conformación en caliente. Por lo tanto es necesario suprimir costras. (d) Para resolver este problema se especifica un ángulo de perforación (ángulo de pie) y un ángulo de alimentación para la laminadora perforadora de acuerdo con la concentración de los elementos que generan austenita y los elementos que generan ferrita para minimizar la magnitud de las tensiones de conformación en el material. En consecuencia, este procedimiento posibilita impedir una costra interior. Se explicarán detalladamente a continuación diversas condiciones, tales como la composición química del tubo de acero y del procedimiento de fabricación según la presente invención. 1.- COMPOSICIÓN QUÍMICA DEL TUBO DE ACERO. la composición química del tubo de acero inoxidable martensítico según la invención se determina de la siguiente manera : C: C provee templado por solución sólida en un tubo de acero después del laminado, conjuntamente con N. La concentración de C debe ser 0,22% o menos, y preferiblemente es de 0,21% o menos, para suprimir la fractura retardada de las porciones sometidas a impacto por el templado por solución sólida. Sin embargo, esta concentración reducida de C dificulta llegar a la resistencia mecánica buscada después del tratamiento térmico. Además una excesiva reducción de la concentración de carbono produce costras internas generadas después de la fabricación de un tubo de acero debido a d-ferrita porque C es un elemento generador de austenita. En consecuencia, la concentración de C debe ser 0,15% o más y la concentración de soluto efectivo de C debe satisfacer la desigualdad (1) arriba indicada. Los motivos para esto serán explicados más abajo. Es preferible que la concentración de carbono sea 0,18 o más. Si: Se agrega Si como desoxidante durante la fabricación del acero. Dna concentración menor de 0,1% no tiene efecto sobre la desoxigenación, mientras que más de 1,0% produce baja tenacidad. En consecuencia, la concentración debe ser de 0,1 a 1,0%. Una concentración preferible es 0,75% o menos para obtener alta tenacidad. Dna concentración más preferible es 0,20 - 0,35%. MN: n es un elemento eficaz para mejorar la resistencia mecánica del acero y se agrega como desoxidante durante la fabricación del acero. Además fija S en el acero formando MnS, y confiere buena calidad de conformación en caliente. Una concentración menor de 0,10%, no tiene efecto sobre la capacidad de conformación en caliente, mientras que más de 1,00% produce baja tenacidad. En consecuencia, la concentración debe ser 0,1-1,0%. Es preferible que la concentración de n sea de 0,7% o menos . Cr: Cr es un elemento básico para mejorar la resistencia a la corrosión del acero. En particular, una concentración mayor de 12,00% mejora la resistencia a la corrosión por picadura y además mejora notablemente la resistencia a la corrosión bajo un ambiente de C02. Además, como Cr es un elemento generador de ferrita, una concentración de Cr mayor de 14,00% es capaz de generar d ferrita en el proceso a alta temperatura produciendo una reducción en la capacidad de conformación en caliente. Además, una concentración excesiva de Cr aumenta el costo de producción. En consecuencia, la concentración debe ser de 12,00 - 14,00%, y preferiblemente de 12,40 - 13,10%. P: P es la impureza contenida en el acero, una concentración excesiva de P produce baja tenacidad de los productos después del tratamiento térmico. El limite admisible superior a la concentración de P debe ser 0,020%. Preferiblemente la concentración de P deba ser minimizada a la más posible.

S: Como S es una impureza que disminuye la capacidad de conformación en caliente, debe minimizarse la concentración en S. ün limite superior admisible de S es 0,010%. La concentración de S debe satisfacer la desigualdad (5) arriba transcrita. Preferiblemente la concentración de S es 0,003% o menos. N: N es un elemento estabilizador de austenita que mejora la capacidad de conformación en caliente del acero. Sin embargo, N produce fractura retardada en las porciones sometidas a impacto en un tubo de acero después del laminado. En consecuencia, el limite superior de la concentración de N debe ser 0,05%. La reducción en la capacidad de conformación en caliente resultante de una menor concentración de N es compensada por otros elementos, de manera que debe minimizarse la concentración de N. Es preferible que la concentración de M sea 0,0035% o menos. O ( oxigeno) : En el caso de una desoxigenación incompleta durante el proceso de. fabricación de acero aumenta la cantidad de fisuras o estrias en la superficie de un tubo y se generan costras externas en un acero laminado en caliente. En consecuencia, la concentración de O debe ser mínima tal como 0,0060% o menos. V, Ti, Nb y B: Estos elementos se combinan con N para formar nitruros . Una inclusión de más de uno elegido entre estós elementos provee menor solubilidad del soluto N cono si se disminuyera el contenido de N. Sin embargo, una concentración excesiva de N produce dureza extremadamente alta debido a los nitruros formados después del tratamiento térmico y resulta en una reducción de la resistencia a la corrosión y de la tenacidad. En consecuencia, la concentración de V. Ti o Nb debe ser 0,005 -0,200%, respectivamente, y la concentración de B debe ser 0,0005 - 9,0100%. La concentración total de estos elementos debe ser 0,005-0,200% en caso de incluir dos o más tipos de estos elementos de aleación. Al, Ni, Cu y Ca: Estos elementos pueden incluirse en caso necesario. El valor numérico de "0" en la concentración de uno de estos elementos implica que el elemento no se agrega intencionalmente al acero. Al: Puede agregarse para la desoxigenación durante el proceso de fabricación del acero y es eficaz para suprimir una costra externa en un tubo de acero. Sin embargo, una concentración excesiva de Al produce una reducción de la limpieza del acero y también el taponamiento de una tobera de inmersión en el proceso de colada continua. En consecuencia, es preferible que la concentración de Al ser 0 - 0,1%. Ni: Ni es un elemento estabilizador de la austenita y mejora la capacidad de conformación en caliente del acero. Sin embargo, una concentración excesiva de Ni produce una reducción de la resistencia al agrietado inducido por corrosión causada por sulfuro. En consecuencia, es preferible que la concentración de Ni sea 0 - 0,5% Cu: Cu es eficaz para mejorar la resistencia a la corrosión y es un elemento estabilizador de austenita para mejorar la capacidad de conformación en caliente del acero. Sin embargo, Cu tiene bajo punto de fusión y, una concentración _ excesiva de Cu produce una reducción a la capacidad de conformación en caliente. En consecuencia, es preferible que la concentración de Cu sea 0 - 0,25%. Ca: Ca se combina con S en el acero e impide la segregación del azufre en las interfases de los granos, lo que produce una reducción de la capacidad de conformación en caliente. Sin embargo, una concentración excesiva de Ca produce defectos por macro-estrias . En consecuencia, es preferible que la concentración de Ca sea 0 - 0,0050%. 2.- LAS DESIGUALDADES (1) a (5) Primero se describe la desigualdad (1) . A efectos de suprimir fisuras en las porciones sometidas a impacto es necesario mejorar la resistencia a la fractura retardada. Un elemento intersticial tal como C* y N* mejora la resistencia mecánica del acero pero deteriora la resistencia a la fractura retardada en las porciones sometidas a impacto. Un tubo de acero después del laminado en caliente por una laminadora de calibración o una laminadora reductora de estiramiento, lo que reduce aun más la resistencia a la fractura retardada. Los inventores de la presente han estudiado el efecto de C y N sobre una fractura retardada en las porciones sometidas a impacto de un tubo de acero API-13%Cr después del laminado. En un ensayo de fractura retardada se aplicó una carga de impacto a los tubos de acero cuyas condiciones se describirán bajo "Ejemplos". Los resultados se muestran en la figura 1 y en las Tablas 1 a 4, en donde se utilizó una concentración efectiva del soluto carbono (C*) y una concentración efectiva del soluto de nitrógeno (N*) . Las razones para utilizar C* y N* se describen más abajo. Algunos de los átomos de carbono se combinan con átomos de Cr para formar carburos . La concentración de carbono que actúa como elemento intersticial puede ser obtenida restando la concentración de C en el carburo de la concentración total de carbono. En consecuencia, una concentración efectiva del soluto carbono (C*)está definida por la ecuación (6). Similarmente, algunos de los átomos de nitrógeno se combinan con átomos de V, Ti, Nb, B y Al para formar nitruros. La concentración de N, que actúa como elemento intersticial, puede obtenerse restando la concentración de N en el nitruro de la concentración total de N. En consecuencia, una concentración efectiva del soluto nitrógeno (N*) está definida con la ecuación (7) . En la ecuación (7) se aplica un coeficiente de 1/10 para los nitruros de Nb y V debido a su menor temperatura de precipitación y un coeficiente de 1/2 para nitruros de Ti, B y Al debido a su mayor temperatura de precipitación. Tanto C como N son elementos intersticiales en el acero. Si tienen la misma concentración, proveen aproximadamente la misma influencia sobre la resistencia mecánica y la dureza. Sin embargo, la concentración de C está limitada dentro de un intervalo de 0,18 - 0,21% en un tubo sin costura de acero inoxidable martensitico 13%Cr especificado en el grado API-L80 que se usa para pozos petrolíferos. En cambio, la concentración de N está limitada solamente por "0,1% o menos", y por lo tanto la concentración de N es ampliamente selectiva. Generalmente la concentración de N es de 0,01 - 0,05% que es una décima parte de la concentración de C. En consecuencia, se investigaron las propiedades del acero en lo que respecta a la relación de la concentración efectiva del soluto de carbono (C*) y diez veces la concentración efectiva del soluto de nitrógeno (N*) . Como puede observarse en la figura 1, una fractura retardada en las partes sometidas a impacto (fisura) disminuye al disminuir la concentración de C* y N* . La desigualdad (1) arriba transcripta se determina aplicando una interpolación lineal al resultado . Un elemento intersticial tal como C y N influencian el endurecimiento por conformación debido a ala deformación en frió cuando el tubo de acero es sometido a impacto. En particular, N provee la disminución de desplazamientos para aumentar el endurecimiento por deformación. ? partir de los resultados experimentales, los inventores hallaron que el endurecimiento por deformación en frió y la fractura retardada debida al hidrógeno eran suprimidos notablemente cuando la cantidad de "C* + 10 N*" es restringida a 0,45 o menos. la fractura retardada de las partes sometidas a impacto es influenciada por la cantidad de hidrógeno y la dureza de las porciones. Es necesario reducir el contenido efectivo de soluto carbono (C*) y el contenido efectivo de soluto nitrógeno (N*) , reduciendo la dureza para suprimir la generación de fisuras cuando el acero está endurecido por deformación en frió debido a impactos de manipulación se genera fisuracion por hidrógeno incluso si la dureza inicial es baja. En consecuencia, debe disminuirse la cantidad de hidrógeno residual en un tubo de acero para impedir la fisuracion por hidrógeno. La cantidad de hidrógeno residual en un tubo de' acero después del laminado es diferente de aquella en un tubo de acero térmicamente tratado. En una acero 13%Cr existe una correlación entre la cantidad de hidrógeno residual en un tubo de acero después del laminando y la cantidad de hidrógeno residual en un tubo de acero térmicamente tratado porque la temperatura del tratamiento térmico es sustancialmente fija. La temperatura del templado es de 920 - 980°C y la temperatura de revenido es 650 -750°C. La figura 2 es un diagrama que muestra la relación de la cantidad de hidrógeno residual entre Hl (después del laminado) y H2 ( después de ser tratado térmicamente) para el tubo de acero 13%Cr utilizado en los Ejemplos siguientes. Por ejemplo, en un punto del signo O marcado por "a", la cantidad de hidrógeno residual (Hl) en un tubo de acero después del laminado era de aproximadamente 3ppm, y la cantidad de hidrógeno residual (H2) después de un tratamiento térmico era aproximadamente 2ppm. La desigualdad (2) arriba transcrita restringe la relación entre "C* + ION*" y Hl y la desigualdad (3) restringe la relación entre ""C* + ION*" y H2. Como se ha descrito más arriba, una mayor cantidad de C* y N* produce un aumento en la resistencia mecánica y una disminución en la tenacidad, y aumenta entonces la sensibilidad a la fractura retardada debido al hidrógeno en las partes sometidas a impacto. Como consecuencia, es necesario tener en cuenta la relación total de las concentraciones de C* y N* y la cantidad de hidrógeno residual para suprimir una fractura retardada. La figura 3 muestra el resultado que se obtiene investigando una sensibilidad a la fractura retardada en las porciones sometidas a impacto para un tubo de acero de acero inoxidable martensitico 13%Cr después del laminado, que tiene una concentración de carbono de 0,19% y acotando los resultados en la correlación de "C* + ION*" y Hl . La figura 4 muestra un resultado de una investigación similar y la traza de la correlación C* + ION* y H2 después del tratamiento térmico. Estos resultados fueron obtenidos en los siguientes Ejemplos. En los diagramas de las figuras 3 y 4 puede apreciarse que ya no se genera una fractura retardada ( fisura) en las porciones sometidas a impacto si se cumplen la desigualdad (1) y las siguientes desigualdades (2) y (3) , siendo Hl la cantidad de hidrógeno residual en un tubo después del laminado y H2 la cantidad de hidrógeno residual después de un tratamiento térmico: Hl < -0,003 (C* + 10N*)+ 0,0016 (2) H2 < -0,0018 (C* + 10N*)+0, 00096 (3) Por otra parte, las desigualdades (4) y (5) representan los intervalos de concentración de Cr y S eficaces para suprimir el defecto superficial interior que se denomina costra interior. Al satisfacer las desigualdades (2) y' (3) se posibilita suprimir una fractura retardada en las porciones sometidas a impacto para un tubo de acero después del laminado y después del tratamiento térmico. Sin embargo existe la posibilidad de que se genere una costra interna en el proceso de fabricación de un tubo de acero.

Una generación de una costra interna resulta de una deformación por cizallamiento en dirección circunferencial en el proceso de perforación-laminación con una laminadora perforadora. Las tensiones de cizallamiento producen fisuras en esta porción que tiene una resistencia distinta a ala deformación en un tocho en las interfases de los granos de ferrita / austenita, segregaciones de azufre e inclusiones. Estas fisuras se deforman y producen costras interiores durante el laminado . Para suprimir las fisuras en las interfases de los granos ferrita / austenita, debe minimizarse la cantidad de d ferrita.

La cantidad de d ferrita depende del equivalente Cr (Cr*) y un aumento de Cr* produce un aumento de ferrita. Cr* puede expresarse por la siguiente ecuación (8) que representa una correlación lineal entre elementos formadores de ferrita y elementos formadores de austenita: Cr* = Cr + 4Si - (22C + 0,5Mn -I- l,5Ni + 30N) (8) Como puede apreciarse a partir de la ecuación (8) , N provee una contribución significativa a Cr*. Cuando disminuye la concentración de N para aumentar la tenacidad de un tubo de de acero después del laminado, aumenta el equivalente de Cr y aumenta la cantidad de ferrita, lo que produce una costra interna. En consecuencia, la satisfacción de la siguiente desigualdad (4) suprime la ferrita y una costra interna: Cr* < 9,0 (4) Una porción con azufre segregado también origina una fisura. Para suprimir esta segregación es deseable minimizar la concentración de azufre. A tal efecto, la concentración de azufre debe ser 0,010% o menos, y es preferible que la concentración de S sea de 0,003% o menos. Es preferible que la concentración de oxigeno (O) sea de 0,0060% o menos para reducir inclusiones en el acero, defectos de macro-estrias y la concentración de S durante la fabricación del acero. Al disminuir N* para satisfacer la desigualdad (1) para suprimir fisuras, se aumenta el Cr* expresado por la ecuación (8) . Esto causa un aumento en la fase ferritica, lo que disminuye la capacidad de conformación en caliente. Para recuperar la capacidad de conformación en caliente debe reducirse la concentración de S. La figura 5 ilustra un diagrama de la formación de costras internas menor de 2% ( representado por el signo 0) , o no menos de 2% ( representado por el símbolo X) en la correlación de N* en abscisas y concentración de S en ordenadas. Este diagrama permite apreciar que al limitar la concentración de S por la siguiente desigualdad (5) se suprime una costra interna. La línea de criterio ha sido decidida en 2% de una generación de costra interna desde el punto de vista de la eficiencia operativa sin interrumpir la fabricación. S < 0,088 N* + 0,00056 (5) 3. - EL PROCEDIMIENTO DE FABRICACIÓN. En el procedimiento de fabricación de un tubo de acero sin costura de acuerdo con la invención, el acero que tiene la composición química arriba mencionada y que satisface las desigualdades (1) , (4) y (5) se perfora-lámina bajo condiciones limitadas por la desigualdad (9) con ayuda de una perforadora laminadora del tipo de cilindros cruzados . Para suprimir costras internas durante la perforación-laminación es importante seleccionar las condiciones de laminación adecuadas teniendo en cuenta la capacidad de conformación en caliente del acero a laminar. La generación de costras internas es influencia de diversos factores. Entre estos factores cumplen un papel esencial el ángulo de alimentación y el ángulo de pie de los cilindros principales en una perforadora-laminadora. En general un aumento tanto del ángulo de alimentación como del ángulo de pie reduce la deformación adicional, al cizallamiento en el proceso de perforación -laminación y posibilita laminar el acero sin generar fisuras incluso si tiene pobre capacidad de conformación en caliente. Sin embargo, no siempre pueden incrementarse fácilmente el ángulo de alimentación y el ángulo de pie. Para obtener un aumento en estos ángulos se necesita una sustitución del motor principal, e incluso una sustitución de la laminadora. Si el acero tiene una buena capacidad de conformación en caliente durante la laminación, seria posible escoger elegir ángulos de alimentación y ángulos de pie relativamente pequeños. La relación entre un índice en lo que respecta a capacidad de conformación en caliente durante la laminación y un índice que suprime una costra interna, es decir una deformación adicional por cizallamiento, puede llevar a posibles condiciones óptimas de fabricación del diseño del material del acero y condiciones para perforación-laminación desde el punto de vista de economía de la fabricación. Los inventores de , la presente han investigado los datos experimentales anteriores para determinar la influencia de los ángulos de alimentación y de pie sobre la deformación adicional por cizallamiento y han estudiado además la relación entre Cr* y la suma de C.A. ( ángulo de pie) + F.A. (ángulo de alimentación) . En consecuencia, se ha hallado una correlación explícita entre Cr*+ C.A.+ F.A. sobre la base que tanto los ángulos de alimentación como os ángulos de pie contribuyen en la misma medida a la tensión adicional de cizallamiento . La figura (6) ilustra un diagrama de la ocurrencia tanto de una costra interna como de un defecto exterior, menos el 2% (representado por O) o no menos de 2% ( representado por el signo ·) en una correlación de "C.A. + F.A." en abscisas y Cr* en ordenadas . Este mapa permite apreciar que una linea de delimitación sobre si tanto una costra interna como un defecto externo son menores de 2% ( mostrado por o) y no ( mostrado por el signo ·) puede expresarse por la curva cúbica. Una condición que satisface la siguiente desigualdad (9) lleva a una generación suprimida de costras internas . Cr*<0, 00009 (C.A.+F.A. )3 - 0,0035(C.A. + F.A.)2 + 0,0567(C.A. + F.A.) + 8,0024 (9) en donde la parte derecha de la desigualdad (9) es determinada por la interpolación de los datos obtenidos y representa el limite arriba mencionado. Un procedimiento ' de fabricación de acuerdo con la presente invención puede incluir un proceso de recalentamiento antes de terminar la laminación usando un reductor de estiramiento. En este caso es preferible mantener un calentamiento uniforme a una temperatura de 920°C o más durante el re-calentamiento. Una temperatura más baja de calentamiento uniforme durante el re- calentamiento produce menor tenacidad de un acero depués del laminado en la dirección T, que es perpendicular a una dirección de laminado, debido a la recristalización incompleta de granos aplanados formados durante la conformación. Además, se generan áreas enriquecidas en C y N alrededor de carburos/nitruros de Nb y/o V debido a la solución sólida incompleta o difusión de carburos y/o nitruros. Se produce entonces un endurecimiento y fragilidad en estas áreas que producen una fractura retardada. Es preferible que el limite interior de una temperatura de calentamiento uniforme durante el re-calentamiento sea de 920 °C, o con mayor preferencia 1000 °C, y también es preferible que el limite superior de una temperatura de calentamiento uniforme sea 1100°C o similar. EJEMPLOS . Se produjeron tubos sin costura de 60,3 mm de diámetro exterior y 4,83 mm de espesor de 43 tipos de acero que tienen las composiciones químicas mostradas en las Tablas 1 y 2. luego se llevaron a' acabo los siguientes ensayos para estos tubos de acero . (1) ENSAYO DE FRACTURA RETARDADA. Se prepararon probetas para ensayo de caída, de 250 mm de longitud, a partir de tubos de acero después del laminado. Se hizo caer desde 0,2 m de altura un elemento de ensayo de peso de 150 Kg de peso y 90 mm de curvatura en su punta, sobre una probeta, deformándose la probeta bajo la carga de impacto (295J) . Después de una semana se inspeccionó cada pieza para verificar si se generaron fisuras o no. La inspección de fisuras se llevó a cabo de forma visual y también mediante ensayo ultrasónico (UST) . Los resultados se agrupan en las tablas 3 y 4. La figura 1 es un diagrama que muestra la relación entre las fisuras generadas y la concentración efectiva de soluto carbono (C*) y la concentración efectiva de soluto de nitrógeno (N*9. Como Se muestra en el diagrama, una linea recta "a" implica una interfase de generación de fisuras. La linea recta "a" puede ser expresada por "C* + ION* = 0,45". En consecuencia, la condición de no generar fractura retardada puede ser expresada por C* + ION* < 0,45. (2) MEDICION DE LA CANTIDAD DE HIDRÓGENO RESIDUAL ( Hl y H2) . Se midieron las cantidades de hidrógeno residual de un tubo de acero después del laminado y después de un tratamiento térmico utilizando un método de análisis especificado en JISZ2614. En el tratamiento térmico, se templó al agua una probeta a una temperatura de 950°C y luego se hizo un revenido a 700°C. Los resultado de la medición se muestran en las tablas 3 y 4. La figura 2 es un diagrama que muestra la relación entre Hl y H2 de la probeta. Puede verificarse que existe una relaci+on lineal que puede ser expresada aproximadamente por " H2= 0,6H1" (3) La relación entre una fractura retardada y tres parámetros, C*, N* y la cantidad de hidrógeno residual: Los datos agrupados en las tablas 3 y 4 sobre si se generó una fractura retardada o no, están representados en la figura 3 para un tubo de acero después del laminado y en el diagrama de la figura 4 para un tubo de acero sometido a tratamiento térmico, respectivamente, en donde la abscisa representa "C* + ION*" y la ordenada representa la cantidad de hidrógeno residual. Las lineas rectas para las interfases de si se genera o no una fisura se expresan por las siguientes ecuaciones (2)-l y (3)-l, respectivamente. En consecuencia, una condición para no generar fractura retardada es la de satisfacer las desigualdades (2) o (3) arriba transcritas. Además, incluso si se satisfacer las desigualdades (2) y (3) existe la posibilidad de que se produzca una fractura retardada cuando "C*+ ION*" es mayor que 0,45. En este caso deberla satisfacerse la desigualdad (1). Hl =-0,003 (C* + ION* ) + 0,0016 (2)-l H2 = -0.0018(C* + ION*) + 0,00096 (3)-l Tabla 1 Composición quimica (resto: Fe e impurezas, % en masa) No. C Si Mn P S Cr Ni Cu V Al N Nb Ti B Ca 0 1 0,19 0,27 0,85 0,014 0,001 12,80 0,08 0,04 0,040 0,0013 0,035 0, 001 0,003 0,0002 0,0002 0,0020 2 0,19 0,29 0,89 0,015 0,002 12,70 0,14 0,02 0,030 0,0022 0,034 0,002 0,002 0,0001 0,0003 0,0030 3 0,19 0,28 0,82 0,018 0,003 12,90 0,12 0,06 0,080 0,0019 0,028 0,005 0,004 0,0003 0,0005 0,0050 4 0,21 0,29 0,76 0,017 0,001 12,60 0,07 0,02 0,040 0,0008 0,029 0,003 0,001 0,0004 0,0006 0,0040 5 0,20 0,31 0,72 0,016 0,002 12,80 0,34 0,11 0,090 0,0014 0,022 0,006 0,003 0,0002 0,0008 0,0020 6 0,19 0,28 0,91 0,019 0,001 12,80 0,21 0,14 0,060 0,0230 0,033 0,004 0,002 0, 0005 0, 0021 0,0010 7 0,20 0,24 0,94 0,014 0,001 12,90 0,09 0,15 0,110 0,0240 0,021 0, 003 0,001 0,0006 0,0017 0,0030 8 0,21 0,27 0,88 0,018 0,002 13,10 0,34 0,12 0,080 0,0120 0,021 0,005 0,001 0,0007 0,0018 0,0040 9 0,20 0,30 0,76 0,017 0,001 12,80 0,45 0,05 0,160 0,0030 0, 027 0,008 0,004 0,0002 0,0034 0,0030 10 0,19 0,26 0,77 0,014 0,003 13,00 0,21 0,03 0,090 0,0150 0, 030 0,009 0,003 0,0006 0,0032 0,0050 11 0, 18 0,27 0,82 0,017 0,001 12,80 0,26 0,02 0,050 0,0150 0,028 0,002 0,004 0,0003 0,0016 0,0030 12 0,20 0,29 0,84 0,018 0,002 12,40 0,35 0,01 0, 120 0,0090 0,039 0,001 0,003 0,0002 ?,???? 0,0030 13 0,18 0,31 0,79 0,013 0,001 12,70 0,21 0, 06 0, 110 0, 0050 0,041 0,001 0, 002 0,0003 0,0016 0, 0030 14 0,20 0,30 0,83 0,016 0,003 12,80 0,27 0,13 0,080 0,0020 0,037 0,003 0, 001 0,0007 0,0018 0,0050 15 0,20 0,28 0,87 0,018 0,002 12,80 0,12 0,21 0,090 0,0030 0, 039 0, 01 0,004 0,0002 0,0015 0,0020 16 0,21 0,23 0,84 0,017 0,001 12,50 0, 08 0,16 0, 070 0,0090 0,037 0,015 0,003 0,0007 0,0019 0,0010 ¦17 0,20 0,27 0,78 0,018 0,002 12,80 • 0,04 0,22 0,130 0,0070 0,039 0,016 0,002 0,0004 0,0006 0,0040 18 0,21 0,29 0,86 0, 017 0,001 12, 90 0,05 0,14 0, 030 0,0110 0,041 0, 006 0,006 0,0002 0,0008 0,0030 19 0,18 0,25 0,88 0,016 0,002 12, 60 0,03 0,08 0,020 0,070 0,044 0,009 0,005 0,0001 0,0017 0,0030 20 0,19 0,27 0,76 0,016 0,001 12,80 0,06 0,05 0,040 0,0180 0, 044 0,004 0,002 0,0003 0,0024 0,0020 21 0,18 0,28 0,91 0,018 0, 002 12,70 0, 09 0,02 0,030 0,0150 0, 045 0, 006 0,001 0,0002 0,0039 0,0020 22 0,20 0,28 0,84 0,014 0, 003 12, 90 0,14 0, 03 0,050 0,0150 0,043 0, 002 0,002 0,0001 0,0048 0,0020 23 0,20 0,27 0,89 0,018 0,001 12, 60 0,19 0,12 0,050 0,0210 0,032 0, 002 0,001 0,0004 0, 0025 0,0020 24 0,20 0,22 0,92 0,014 0,001 12,70 0, 07 0,14 0,100 0;0220 0, 033 0, 004 0,002 0,0005 0,0019 0,0030 25 0,21 0,25 0,89 0,017 0, 001 13,00 0,33 0,13 0,090 0,0110 0,021 0r 004 0,002 0,0005 0,0020 0,0050 Tabla 2 Composición química (resto: Fe e impurezas, % en masa) No . C Sí Mn P ? Cr Ni Cu V Al N Nb Ti E Ca 0 26 0,20 0,28 0,79 0,015 0,002 12, 90 0, 42 0,04 0,150 0,0040 0,026 0,007 0,003 0,0003 0, 0032 0,0020 27 0,20 0,25 0,75 0,012 0,001 12,90 0,20 0,05 0,080 0,0140 0,029 0,006 0,003 0,0007 0, 0028 0,0030 28 0,20 0,27 0,87 0,017 0,002 12, B0 0, 23 0,04 0,040 0,0120 0, 027 0,004 0,004 0,0004 0, 0014 0,0010 29 0,21 0,27 0,83 0,016 0,001 12,80 0, 07 0, 12 0,020 0,0130 0, 038 0,003 0, 005 0,0005 0, 0004 0, 0050 30 0,20 ?,25 0,86 0,015 0, 002 12,50 0, 04 0,07 0,040 0,0080 0, 043 0,007 0,006 0,0002 0, 0013 0,0030 31 0, 18 0,24 0,78 0,016 0,002 12,60 0, 05 0,04 0,050 0,0150 0, 045 0,003 0,003 0,0002 o, 0025 0,0020 32 0, 18 0,28' 0,92 0,017 0,002 12,50 0,07 0,05 0,040 0,0180 0, 047 0,005 0,002 0,0001 0 0031 0, 0010 33 0,20 0,26 0,85 0,013 0, 001 12, 80 0, 12 0,04 0,060 0,0170 0, 042 0,003 0,004 0,0003 0 0022 0, 0040 34 0, 16 0,21 0,52 0/014 "0,001 13,10 0 04 0,04 0,080 0,0018 o 029 0,002 0,003 0,0003 0 0011 0,0030 35 0, 18 0,27 0,3B 0,017 0, 002 12,90 0 05 0,03 0,040 0,0150 0 020 0,004 0,004 0, 0005 0 0008 0, 0040 36 . 0, 19 0,29 0,78 0, 018 0,004 12,80 0 18 0, 05 0,020 0,0130 o 031 0,007 0,007 0, 0007 0 0021 0, 0050 37 0, 21 0,31 0,85 0, 022 0,006 12,70 0 06 0,04 0,030 0,0030 0 041 0,005 0,002 0, 0002 0, 0018 0, 0020 38 0,21 0,27 0,88 0,013 0,003 13,00 0 14 0,03 0,080 0,0120 o 032 0,004 0, 001 0, 0004 0 ,0009 0, 0080 39 0, 19 0,22 0, 86 0,013 0,001 12, 90 0 08 0, 13 0, 140 0,0140 0 031 0,003 0, 002 0, 0002 0 , 0012 0,0020 40 0,18 0,25 0,77 0,014 0,001 12,70 0 14 0,02 0,070 0,0220 0 025 0,003 0, 005 0, 0002 0 ,0019 0,0020 41 0, 18 0,26 0,74 0,012 0,001 12,90 0 19 0,02 0,110 0,0200 0 ,027 0,002 0,003 0,0002 0 ,0024 0,0020 42 0,18 0,26 0,73 0,011 0, 001 13,10 0,12 0,02 0,090 0,0290 0 ,028 0,003 0,005 0,0004 0,0029 0,0030 43 0,17 0,28 0,44 0,012 0,001 13,20 0 ,11 0, 06 0,070 0,0020 0 ,020 0,004 0,002 0,0003 0 ,0028 0,0040 Tabla 3 Hidrógeno Hidrógeno FracResidual Residual tura Costra Costra Evalua- No C* después c* + después (1 ) (2) (3) (4) retar (6) (7) (8) ínterna externa ción del tratam. ION* dada laminado térmico (H2) i 0,1 13 0,0330 0,443 O 0,00005 0,00027 O 0,000030 0,000163 O o 8, 105 O 0.0034G3 O o o o 2 0,104 0,0322 0,426 o 0,00007 0,00032 O 0,000040 0,0001 94 O o 8,225 O 0,003395 O o o o 3 0,1 12 0,0245 0,357 o 0,00005 0,00053 o 0,000040 0,00031 7 O o 8,410 O 0,002713 o 4 0,134 0,0282 0,397 o 0,00005 0,00041 o 0,000030 0,000246 O o 7,815 o 0,002870 O o 0 o 5 0,124 0,018B 0,309 o 0,00025 0,00067 o 0,000140 0,000403 o o 7,910 o 0,002189 o o 0 o 6 0,1 13 0,0247 0,360 o 0,00027 0,00092 o 0,000160 0,000312 O o 7,980 o 0,002735 o o o o 7 0,122 0,0112 0,234 o 0,00030 0,00090 o 0,000190 0,000538 O o 8,225 o 0,001 544· o o o o 8 0,1 31 0,0150 0,231 o 0,00020 0,00079 o 0,000110 0,000453 O o 7,980 o 0,001 882 o g 0,123 0,0210 0,333 o 0,00010 0,00080 o 0,000040 0,000361 O o 7,735 o 0,002408 o o o o 10 0,1 12 0,0227 0,339 o 0,00020 0,00058 o 0,000090 0,000351 o o 8,260 o 0,002555 0 1 1 0,103 0,021 9 0,322 o 0,00020 0,00063 o 0,000130 0,000380 o o 8,280 o 0,002490 o o o o 1 2 0,1 25 0,0328 0453 0,00022 0,00024 o 0,000120 0,0001 4 o 7,045 o 0.00344S o o o 13 0,104 0,0362 0,465 0,00005 0,00020 o 0,000040 0,000122 o 8,040 o 0,003744- o o o 14 0,1 23 0,0336 0,459 0,00021 0,00022 o 0,000100 0,000133 o 7,670 o 0,003521 o o o 1 5 0,123 0,0349 0,472 0,00017 0,00018 o 0,000090 0,0001 1 1 o 7,735 o 0,003630 o o o 1 6 0,1 35 0,0316 0,451 0,00019 0,00025 o 0,000080 0,000148 o 7,150 o 0,003344 o o o 17 0,1 23 0,0328 0,451 0,00024 0,00025 o 0,000130 0,000148 o 7,860 o 0,003449 o o o 18 0,1 32 0,0362 0,495 0,0001 1 0,00012 o 0,000068 0,000070 o 7,705 o 0,003748 o o o 19 0,104 0,0407 0,51 1 0,00005 0,00007 o 0,000037 0,000040 o 7,835 o 0,004142 o o 0 20 0,1 13 0,0377 0,490 0,0001 1 0,00013 o 0,000077 0,000078 o 7,910 o 0,003877 o o 0 21 0,104 0,0397 0,500 0,00008 0,00010 o 0,000080 0,000060 o 7,920 o 0,004051 o o 0 22 0,1 22 0,0374 0,496 0,00009 0,00011 o 0,000040 0,000067 o 7,700 o 0,003847 o o o 23 0,124 0,0248 0,372 O 0,00044 0,00048 o 0,000270 0,000291 o o 7,590 o 0,002738 0 o 0 o 24 0,1 24 0,0239 0,362 o 0,00060 0,00051 0,000380 0,000308 7,825 o 0,002662 o o 0 25 0,132 0,0150 0,282 o 0,00072 0,00075 o 0,000430 0,000453 o o 7,810 o 0,001 881 o o 0 o No. 1 , 2, 4-7, 9, 1 1 , 23 y 25: Presente invención No. 3, 8, 10, 1 2-22 y 24: Comparativo ? ) desigualdad ( 1 ) cumplida (O ) o no (x) (2) valor calculado de lado derecho en desigualdad (2) (3) Desigualdad (2) cumplida (O) o no (x) (4) valor calculado de lado derecho en desigualdad (3) (5) desigualdad (3| cumplida (O) o no (x) (6) Desigualdad (4) cumplida (O) o no (x) (7) valor calculado de lado derecho en desigualdad (B) (8) desigualdad (5] cumplida (O) o no (xl Tabla 4 Hidrógeno Hidrógeno Frac¬ Residual Residual tura Costra Costra Evalua¬ No C* C* + después después (1 ) (2) (3) (4) 15) retar Cr* (6) (7) (8) interna externa ción del tratam. ION* dada laminado térmico (H1) (H2) 26 0,122 0,0201 0,323 O 0,00070 0,00063 X 0,000410 0,000378 X X 7,815 O 0,002330 O O O X 27 0, 122 0,0222 0,344 o 0,00060 0,00057 X 0,000350 0,000340 X X 7,955 o 0,002514 O o o X 28 0,124 0,0219 0,343 o 0,00065 0,00057 X 0,000410 0,000342 X X 7,690 o 0,002487 O o o X 29 0,133 0,0330 0,463 X 0,00020 0,00021 O 0,000100 0,000127 O X 7,575 o 0,003463 O o o X 30 0,125 0,0387 0,512 X 0,00005 0,00006 O 0,000020 0,000038 O X 7,320 . o 0,003967 O o o X 31 0, 104 0,0391 0,495 X 0,00005 0,0001 1 O 0,000030 0,000068 O X 7,785 o 0,004003 O o o X 32 0,105 0,0408 0,513 X 0,00005 0,00006 O 0,000036 0,000037 O X 7,685 o 0,0041 51 o o o X 33 0,123 0,0351 0,474 X 0,00010 0,00018 O 0,000060 0,000108 O X 7,575 o 0,003851 0 0 o X 34 0,081 0,0257 0,338 o 0,00005 0,00059 O 0,000010 0,000352 O 0 9,230 X 0,002820 0 X o X 35 0,102 0,0141 0,243 o 0,0001 1 0,00087 O 0,000170 0,000423 o o 9,155 X 0,001797 X X o X 36 0,1 1 3 0,0255 0,368 o 0,00008 0,00050 O 0,000040 0,000298 o o 8, 190 O 0,002805 X X o X 37 0,134 0,0389 0,523 X 0,00024 0,00003 X 0,0001 50 0,00001 9 X X 7,575 O 0,003984 X X o X 38 0,132 0,0282 0,394 O 0,00012 0,00042 O 0,000060 0,000251 O o 7,850 O 0,002868 X X X X 39 0,1 12 0,0231 0,343 o 0,00004 0,00057 O 0,000010 0,000343 O o 8, 120 o 0,002590 O O o O 40 0,104 0,01 65 0,268 o 0,00008 0,00080 O 0,000040 0,000477 o o 8,395 o 0,002010 O O o o 41 0,102 0,01 82 0,284 o 0,00019 0,00075 o 0,0001 10 0,000448 o o 8,51 5 o 0,002162 O O o o 42 0,101 0,01 70 0,271 o 0,00013 0,00079 o 0,000070 0,000472 o o 7,795 0 0,002054 O o o O 43 0,09.1 0,01 0 0,260 o 0,00004 0,00082 o 0,000010 0,000492 o o 9,51 5 X 0,002053 O X o X No. 39-42: Presente invención No. 26-38 y 43: Comparativo <1 > desigualdad (1 ) cumplida (O ) o no (x) <2> valor calculado de lado derecho en desigualdad (2) (3) Desigualdad (2) cumplida (O) o no (x) (4) valor calculado da lado derecho en desigualdad (3) (5) desigualdad (3) cumplida (O) o no (x) (6> Desigualdad (4) cumplida (O) o no (x) (7) valor calculado de lado derecho en desigualdad (5) (8) desigualdad (5) cumplida (O) o no (x) 84) INSPECCION DE LAS COSTRAS INTERNAS. Seleccionando diversos tipos de acero en las Tablas 1 y 2 que tienen diversas concentraciones de soluto efectivo N y azufre, se produjeron 500 tubos de acero bajo las condiciones de "C.A. + F.A." =9 y se inspeccionaron para determinar asi se generó o no una costra interna. El resultado se muestra en la figura 5. La línea recta inclinada implica una interfase de si una generación de costra interna es menor de 2% o no, y puede ser expresada por la siguiente ecuación (5)-l. En consecuencia, puede suprimirse una costra interna cumpliendo con la desigualdad (5) arriba transcripta. S = 0,088N* + 0,00056 (5)-l Seleccionando diversos tipos de acero en las Tablas 1 y 2, se produjeron 50 tubos de acero con diversos equivalentes de Cr (Cr* ) agrupados en la Tabla 5, a partir de tubos bajo las siguientes condiciones, y se inspeccionaron para determinar si se generó o no una costra interna: (1) temperatura de calentamiento del tocho: 1200 - 1250°C (2) (2) régimen de reducción del diámetro del tocho en la parte superior del tapón: 5,0 - 8,0 (3) C.A. + F.A. : 10, 17, 21 y 30.

La Tabla 5 muestra la relación entre una generación de costra interna y dos parámetros, Cr y "C.A. + F.A." En las Tablas 5 y 6 , un signo O indica que tanto una costra interna como una costra externa son menores de 2%, y un signo · indica que una costra interna o una costra externa no son menos de 2%.

La figura 6 es un diagrama de los resultados de la Tabla 5 usando los parámetros " C.A.+F.A." t Cr*. Una línea cúbica en el diagrama está expresada por la siguiente ecuación ()9-l, En consecuencia, lasd condiciones para suprimir una generación de costra interna es la de cumplir con la desigualdad (9) arriba transcrita,. Cr* = 0,00009 (C.A. + F. A. ) 3 - 0,0035 (C.A. + F. . ) 2 +0,0567( C.A. + F.A.) + 8,0024 (9)-l TABLA 5 C.A. + F.A. No. Cr* • 10 17 21 30 9 7,735 O o o o 4 7, 815 o o o o 6 7, 980 o o o 39 8,120 o 0 o o 7 8,225 o 11 8,280 o 0 o 40 8,395 • o 41 8,515 • • • o 42 8, 795 • • • o 35 9,155 • • o 34 9,230 • • 43 9,515 • APLICACIÓN INDUSTRIAL. - Un tubo sin costura de acero martensitico 13%Cr según la presente invención impide una generación de fractura retardada cuando es sometido a impacto en frío durante la manipulación después de la fabricación del tubo. Este tubo de acero tiene excelente resistencia a la corrosión y es particularmente adecuado para pozos petrolíferos. Un tubo sin costura de acero martensitico 13%Cr puede ser producido sin generación de costras internas de acuerdo con el procedimiento de fabricación de la invención. Descrita que ha sido la naturaleza de la presente invención y la manera de llevarla a la práctica, se declara que lo que se reivindica cono la invención y propiedad exclusiva es:

Claims

REIVINDICACIONES .

1.- Un tubo sin costura de acero inoxidable martensitico CARATERIZADO porque comprende los siguientes elementos, expresados en % en masa: C: 0,15 - 0,22%, Si: 0,1 - 1,0%, n: 0,10 - 1,00% Cr: 12,00 - 14,00%, P: 0,020% o menos, S: 0,010% o menos, N: 0,05% o menos, O(oxigeno): 0,0050% o menos, Al: 0 -0,1%, Ni: 0 - 0,5%, Cu: 0 - 025%, Ca: 0 - 0, 0050% y al menos un elemento elegido de al menos uno de los grupos citados más abajo (en total 0, 005 - 0,200% en masa en caso de incluir dos o más tipos de estos elementos), siendo el resto Fe e impurezas. siendo el primer grupo: V, Nb y Ti, de 0,005 - 0,0200% en masa respectivamente. siendo el segundo grupo: B de 0,0005 - 0,0100% en masa, Y que cumple con alguna de las siguientes desigualdades (1) , (2), (4) y (5) : C* + ION* < 0,45, (1) Hl < -0,003 (C* + 10 *)+ 0,0016, (2) H2 < -0,0018 (C* + 10N*)+ 0,00096, (3) Cr* < 9,0, (4) S < 0.0088N + 0,00056, (5) en donde C* es un contenido efectivo del soluto de carbono (% en masa) definido por la siguiente ecuación (6) , N* es un contenido efectivo del soluto nitrógeno (% en masa) definido por la ecuación (7) , y Cr* es un equivalente en Cr definido por la ecuación (8), Hl de la desigualdad (2) es la cantidad en % en masa del hidrógeno residual en un tubo de acero después del laminado, y H2 de la desigualdad (3) es la cantidad en % en masa del hidrógeno residual en un tubo de acero después del tratamiento téxmico, y un símbolo del elemento en cada ecuación o desigualdad representa la concentración en % en masa del respectivo elemento: C* = C - [12{ (Cr/52) x (6/23) }/10], (6) N* = N - [14{ (V/51) + (Nb/93) }/10] -[14{ (Ti/48) + (B/ll) + (Al/27)}/] (7) Cr* = Cr + 4Si - (22C + 0,5Mn + l,5Ni + 30N) (8)

2. - Tubo sin costura de acero inoxidable martensítico según la reivindicación 1, CARACTERIZADO porque tiene la siguiente concentración de elementos: C: 0,18 - 0,21%, Si: 0,20 - 0, 35%, Cr: 12,40 - 13,10%, 3: 0, 003% o menos, y N: 0,035% o menos expresados en % en masa.

3. - Procedimiento de fabricación de un tubo sin costura de acero inoxidable martensítico, CARACTERIZADO por perforar-laminar un acero inoxidable con una laminadora perforadora del tipo de cilindros inclinados, bajo condiciones de satisfacer la desigualdad (9) siguiente, comprendiendo el acero los siguientes elementos, expresados en % en masa: C: 0,15 - 0,22%, Si: 0,1 -1,0%, Mn: 0,10 - 1,00%, Cr: 12,00 - 14,00%, P: 0,020% o menos, S: 0,010% o menos, O ( oxígeno) : 0,0060% o menos, Al: 0 - 0,1%, Ni: O - 0,5%, Cu:0 - 0,25%, Ca: 0 - 0, 0050%, y al menos un elemento elegido de al menos uno de los grupos citados más abajo (en total 0, 005 - 0,200% en masa en caso de incluir dos o más tipos de estos elementos), siendo el resto Fe e impurezas. siendo el primer grupo: V, Nb y Ti, de 0, 005 - 0,200% en masa respectivamente, siendo el segundo grupo: B de 0.0005 - 0,0100% en masa, y satisfaciendo también todas las siguientes desigualdades (1), (4) y (5) : C* + ION* < 0,45, (1) Cr* < 9,0, (4) S < 0.0088N + 0,00056, (5) Cr*< 0.00009 (CA. + F.A. ) 3 - 0, 0035(C.A. + F.A. ) 2 + 0,0567(A.C. + F.A.)+ 8,0024 (9) en donde C* es un contenido efectivo del soluto carbono (% en masa) definido por la siguiente ecuación (6) , N* es un contenido efectivo del soluto nitrógeno (% en masa) , definido por la ecuación (7) , y Cr* es un equivalente en Cr definido por la ecuación (8) , C.A. (>0°) y F.A. en la desigualdad (9) expresan, respectivamente, un ángulo de pie y un ángulo de alimentación, un símbolo de un elemento en cada ecuación o desigualdad representa la concentración (% en masa) del respectivo elemento: C* = C - [12{(Cr/52) x (6/23) }/10] (6) N* = N - [14{(V/51) + (Nb/93)}/10] -[14{ (Ti/48) + (B/ll)+(Al/27) }/] , (7) Cr* = Cr + 4Si - (22C + 0,5Mn + l,5Ni + 30N) (8)

4. - Procedimiento de fabricación de un tubo sin costura de acero inoxidable martensítico según la reivindicación 3, CARACTERIZADO porque las concentraciones de los elementos, en % en masa son: C: 0,18 - 0,21%, Si: 0,20 - 0,35%, Cr: 12,40 -13,10%, S: 0,003% o menos, y "N: 0,035% o menos.

5. - Procedimiento de fabricación de un tubo sin costura de acero inoxidable martensítico según las reivindicaciones 3 ó 4, CARACTERIZADO porque comprende las siguientes etapas (10) y (11) después de perforación-laminación: (10) calentar uniformemente un tubo a una temperatura de 920 °C o más, (11) llevar a cabo la laminación en caliente.