MXPA06010971A - Metodo para fabricar acero de baja aleacion excelente en la resistencia a la corrosion - Google Patents

Abstract

Un acero de baja aleación, que tiene una composición química por porcentaje másico, de C:01 a 0.55%, Si:0.05 a 0.5%, Mn:0.1 a 1%, S:0.001 A 0.005%, Al:0.005 a 0.08%, Ti:0.005 a 0.05%, Cr:0.1 a 1.5&, Mo:0.1 a 1%, O (oxígeno):0.0004 a 0.005%, Ca:0.0005 a 0.0045%, Nb:0 a 0.1%, V:0 a 0.5%, B:0 a 0.005%, Zr:0 a 0.10%, P ( 0.03%y N ( 0.006%siendo el equilibrio Fe y las impurezas, se fabrica ajustando el valor de ([Ti]/47.9)([N]/14) ([Ca]/40.1) que satisface no menos de 0.0008 y no más de 0.0066, al momento de fundir el acero de baja aleación, en donde [Ti], [N]y [Ca]son los contenidos en el acero fundido por porcentaje másico de Ti, N y Ca respectivamente. La aleación baja de acero asífabricada tiene una resistencia a FTS alta con una carga iniciadora de la fluencia de no menos de 758 MPa.

Description

MÉTODO PARA FABRICAR UN ACERO DE BAJA ALEACIÓN EXCELENTE EN LA RESISTENCIA A LA CORROSIÓN La presente invención trata de un método para fabricar un acero de baja aleación que es excelente en la resistencia a la corrosión. Más específicamente, la presente invención trata de un método para fabricar un acero de baja aleación excelente en la resistencia a la corrosión, particularmente excelente en la resistencia a las grietas por tensocorrosión, que es adecuado para aplicaciones de forros de tuberías o tuberías para pozos petroleros o pozos de gas, tubos de perforación o collares de perforación y otros ductos para plantas petroleras y similares. En años recientes, los pozos de petróleo o los pozos de gas se han desarrollado activamente en varios medios ambientes donde la perforación es difícil. Por ejemplo, el desarrollo de un pozo de contenido sulfuroso corrosivo que contiene sulfuro de hidrógeno y dióxido de carbono en una gran cantidad o desarrollo de un pozo profundo que alcanza varios miles de metros de profundidad se activa cada vez más. Para la perforación de tal pozo de contenido sulfuroso y la recolección, transportación y almacenamiento de petróleo crudo o gas natural, un acero que es excelente en la resistencia a la corrosión, particularmente excelente en la resistencia a grietas por corrosión es necesario. Las grietas por tensocorrosión en un ambiente que contiene sulfuro de hidrógeno se denomina figuración por tensión por sulfuro de hidrógeno (en lo sucesivo denominada "FTS") . Además, para hacer más profundos los pozos y para mejorar la eficasia en la transportación, se necesita un acero con gran resistencia; sin embargo, un acero con mayor resistencia es muy probable que presente FTS . Por lo tanto, una demanda de acero que tiene tanto mayor resistencia excelente como resistencia a figuración por tensocorrosión por sulfuro de hidrógeno (en lo sucesivo denominada "resistencia a FTS") que en el pasado ha aumentado, y un acero o un tubo de acero que tiene mayor resistencia y excelente resistencia a FTS se propone en los Documentos de Patente 1 a 3, respectivamente. En el Documento de Patente 1 se divulga una técnica para prevenir corrosión localizada, que empieza a partir de un TiN grueso, y por consiguiente evitar que se lleve a cabo el inicio de la FTS a partir de la corrosión localizada, regulando el tamaño y la cantidad de precipitación de TiN, más específicamente restringiendo la cantidad de TiN, que tiene un diámetro de no menos de 5 µm, a no más de 10 piezas por mm2 de la sección transversal, en un tubo de acero de gran resistencia que tiene una composición química especificada y una carga iniciadora de la fluencia (en lo sucesivo denominada también "CIF") de no menos de 758 MPa (110 ksi) .

En el Documento de Patente 2 se divulga una técnica para obtener un producto de acero que tiene gran resistencia de CIF, entre 738 y 820 MPa y que se desarrolle excelente resistencia a FTS, regulando las propiedades de las inclusiones no metálicas en un producto de acero que tiene una composición química especificada, más específicamente, restringiendo la máxima longitud de las inclusiones a no más de 80 µm y también la cantidad de inclusiones que tienen un tamaño de grano de no menos de 20 µm a no más de 10 piezas por 100 mm2 de la sección transversal. Además, en el Documento de Patente 3 se divulga una técnica para suprimir la generación de cabonitruros gruesos de Ti, Nb y/o 'Zr, formando una inclusión compuesta que tiene una composición química especificada y además tiene un núcleo interior de oxisulfuro con base en Ca-Al y, alrededor del mismo, una envoltura exterior de un carbonitruro de Ti, Nb y/o Zr que tiene un diámetro largo de 7 µm o menos, en la cantidad de no menos de 10 piezas por 0.1 mm2, y por lo mismo evitar que empiece la corrosión localizada debido a estas inclusiones, de manera que no induzcan el inicio de FTS a partir de picaduras . Sin embargo, en la situación reciente, incluso las técnicas propuestas en los Documentos de Patente 1 a 3 no pueden responder a la necesidad industrial del desarrollo de un producto de acero que tiene tanto resistencia elevada como aumento en la resistencia a FTS. Es decir, recientemente, una prueba de corrosión en otra condición de tensión grave se impuso cada vez más desde el punto de asegurar la seguridad práctica además del incremento en la resistencia de los productos de acero o los tubos de acero. El objetivo convencional de la resistencia a FTS era obtener un producto de acero que nunca se fracture con tensión mínima especificada de clase 758 MPa (clase 110 ksi) , cuando es sometido a una prueba de FTS de tipo carga constante regulada en el método de TM 0177-96A de la NACE (Asociación Nacional de Ingenieros en Corrosión, por sus siglas en inglés) , más específicamente, cuando se someten a una prueba de carga constante con una tensión aplicada de 80 a 85% de 758 MPa durante 720 horas en un ambiente de 0.5% ácido acético + 5% de solución acuosa de cloruro de sodio de 25 °C saturada con sulfuro de hidrógeno de la presión parcial de 10132.5 Pa (0.1 atm). De manera similar, el objetivo convencional de la resistencia a FTS era obtener un producto de acero que nunca se fracturase con tensión mínima especificada de clase 862 MPa (clase 125 ksi) , cuando es sometido a una prueba de carga constante con una tensión aplicada de 80 a 85% de 862 MPa durante 720 horas en un ambiente de 0.5% ácido acético + 5% de solución acuosa de cloruro de sodio de 25 °C saturada con sulfuro de hidrógeno de la presión parcial de 3039.75 Pa (0.03 atm) . Sin embargo, recientemente, se solicitó que la resistencia a FTS, incluso en los productos de acero antes mencionados, con tensiones mínimas especificadas de clase 758 MPa (clase 110 ksi) y clase 862 Mpa (clase 125 ksi) nunca se fracturen cuando son evaluadas por 720 horas en los ambientes respectivos antes mencionados con aplicación de la tensión de 90% de CIF realmente poseído por cada producto de acero (en lo sucesivo denominada "CIF real"). En una condición con aplicación de dicha alta tensión próxima a la CIF real, es difícil suprimir la FTS incluso si la presión parcial de sulfuro de hidrógeno es igual a o menor que la condición convencional, y se vuelve más difícil asegurar la resistencia a FTS incluso con las técnicas propuestas en los Documentos de Patente 1 a 3. En esta forma, la condición de prueba extremadamente grave reciente para la evaluación de la resistencia a FTS hace difícil asignar simultáneamente resistencia elevada y aumento de resistencia a FTS solicitada para los productos de acero de la industria. Documento de Patente 1: Publicación de Patente de Japón No. 2001-131698, Documento de Patente 2 : Publicación de Patente de Japón No. 2001-172739, Documento de Patente 3 : Panfleto de Publicación de Patente Internacional No. WO 03/083152. Desde el punto de vista de la presente situación antes mencionada, es un objeto de la presente invención proporcionar un método para fabricar en forma estable un acero de baja aleación, que tiene una resistencia a FTS excelente, de manera que no se ocasione fractura en un producto de acero con tensión mínima especificada clase 758 Mpa (clase 110 ksi) , incluso si es sometido a una prueba de FTS de tipo carga constante, con tensión aplicada de 90% de la CIF real del producto de acero durante 720 horas en un ambiente regulado por el método TM 0177-96A de NACE, a saber, en un ambiente de 0.5% de ácido acético + 5% de solución acuosa de cloruro de sodio de 25 °C saturada con sulfuro de hidrógeno de la presión parcial de 10132.5 Pa (0.1 atm), o que no se ocasione fractura en un producto de acero con tensión mínima especificada de clase 862 Mpa (clase 125 ksi) , incluso si es sometido a una prueba de FTS de tipo carga constante con una tensión de carga de 90% de la CIF real del producto de acero durante 720 horas en un ambiente de 0.5% de ácido acético + 5% de solución acuosa de cloruro de sodio de 25 °C saturada con el sulfuro de hidrógeno de la presión parcial de 3039.75 Pa (0.03 atm). Lo esencial de la presente invención es un método para fabricar un acero de baja aleación, excelente en resistencia a la corrosión, descrito en los siguientes incisos (i) y (ii) . (i) Un método para fabricar un acero de baja aleación, excelente en resistencia a la corrosión, que comprende ajustar el valor de fnl, representado por la siguiente expresión (1) , de manera que se satisface la siguiente expresión (2) , al momento de fundir el acero de baja aleación, que tiene una composición química por % de porcentaje másico, de C: 01 a 0.55%, Si: 0.05 a 0.5%, Mn: 0.1 a 1%, S: 0.001 a 0.005%, Al: 0.005 a 0.08%, Ti: 0.005- a 0.05%, Cr: 0.1 a 1.5%, Mo: 0.1 a 1%, 0 (oxígeno): 0.0004 a 0.005%, Ca: 0.0005 a 0.0045%, Nb: 0 a 0.1%, V: 0 a 0.5%, B: 0 a 0.005%, Zr: 0 a 0.10%, P: no más de 0.03% y N: no más de 0.006% siendo el equilibrio Fe y las impurezas. fnl = ([Ti]/47.9) ([N]/14) ([Ca]/40.1) ...(1), 0.0008 < fnl < 0.0066 ...(2), en donde, las marcas de referencia en la expresión (1) se definen como sigue: [Ca] : el contenido de Ca en el acero fundido por porcentaje másico, [Ti] : contenido de Ti en acero fundido por porcentaje másico, [N] : contenido de N en el acero fundido por porcentaje másico. (ii) El método para fabricar el acero de baja aleación, excelente en la resistencia a la corrosión, descrito en el inciso (i) anterior, en donde Ca se agrega al momento de fundir el acero de manera que los valores de fn3 y fn4 representados por las siguientes expresiones (3) y (4) sean satisfactorias para las siguientes expresiones (5) y (6), respectivamente. fn3 = WCa/[Ti] ... (3) , fn4 = Wca/[N] ... (4) , 2.7 < fn3 < 14 ...(5) , < fn4 < 68 ...(6) , en donde, las marcas de referencia en las expresiones (3) y (4) se definen como sigue: WCa: Cantidad que se agrega de Ca por t (ton.) de acero fundido (kg/t) , [Ti] : contenido de Ti en el acero fundido por porcentaje másico, [N] : contenido de N en el acero fundido por porcentaje másico. El contenido de cada elemento en el acero fundido significa una concentración másica en una muestra recolectada bombeando o aspirando desde una sección de fundición, durante el periodo posterior al ajuste del componente, para finalización del vaciado. Los incisos (i) y (ii) de la invención antes mencionada, con relación al método para fabricar acero de baja aleación, excelente en resistencia a la corrosión se mencionan como la invención (i) y la invención (ii) , respectivamente. Estas invenciones se pueden denominar colectivamente como la presente invención. De acuerdo con el método de la presente invención, un acero de baja aleación que tiene resistencia a FTS extremadamente elevada con CIF de no menos de 758 Mpa se puede obtener en forma estable y sin duda. Por lo tanto, el acero de baja aleación obtenido por el método de la presente invención se puede usar como tochos de acero para revestimientos o tubos para pozos petroleros o pozos de gas, tubos de perforación o collares de perforación para perforaciones y además para tubos de plantas petroleras y similares, para los cuales se requiere resistencia a corrosión grave, en particular resistencia grave a FTS. A fin de solucionar el problema antes mencionado, de acuerdo con un nivel de resistencia de los productos de acero, los presentes inventores realizaron exámenes detallados para ocurrencia de fracturas de diversos aceros de baja aleación, que tienen composiciones químicas e inclusiones compuestas (principalmente, diversos aceros de baja aleación con composiciones químicas que comprenden cantidades específicas de C, Si, Mn, S, O (oxígeno) , Al, Ca, Ti, Cr, Mo, Nb y P, o inclusión adicional de uno o más de V, B y Zr en adición a los elementos antes mencionados, y cuyo equilibrio sustancialmente comprende Fe y también contiene inclusiones compuestas con un diámetro largo de no más de 7 µm, con una envoltura exterior de un cárbonitruro de Ti, nB y/o Nb en la circunferencia de un núcleo de un oxisulfuro con base de Ca-Al en la cantidad de no menos de 10 piezas por 0.1 mm2) , propuesto en el documento de Patente 3 por uno de los presentes inventores, realizando una prueba de FTS de tipo carga constante, con tensiones aplicadas de 90% de CIF real por las mismas, durante 720 horas en un ambiente de 0.5% de ácido acético + 5% de solución acuosa de cloruro de sodio de 25 °C, saturada con sulfuro de hidrógeno de la presión parcial de 10132.5 Pa (0.1 atm) o 3039.75 Pa (0.03 atm) (el ambiente anterior con 10132.5 Pa de presión parcial de sulfuro de hidrógeno y el segundo ambiente con 3039.75 Pa de presión de sulfuro de hidrógeno que se pueden denominar como "primer ambiente" y "segundo ambiente", respectivamente). Las inclusiones compuestas en los diversos aceros antes mencionados se ajustan controlando el coeficiente de enfriamiento de 1500 a 1000°C, en el momento de la fundición del acero, no más de 500°C/minuto de acuerdo con el método propuesto por el Documento de Patente 3. Como resultado, primero se aclaró el siguiente asunto (a) . (a) Cuando una prueba de FTS de tipo carga constante se realizó con una tensión aplicada de 90% de la CIF real del acero en el primer ambiente o en el segundo ambiente de acuerdo con el nivel de resistencia, un acero de gran resistencia con CIF de no más de 758 MPa se fractura antes de que el tiempo de la prueba llegue a 720 horas, incluso si se ajusta, de manera que no genere carbonitruros gruesos de Ti, Nb y/o Zr. Por lo tanto, la prueba de FTS se realizó en la misma condición, excepto sólo por el acortamiento del tiempo de prueba. Como resultado se obtuvieron las siguientes conclusiones importantes (b) a (f) . (b) Cuando la prueba de FTS de tipo carga constante se realizó al acero de gran resistencia con CIF de no menos de 758 MPa, con la tensión aplicada de 90% de la CIF real del acero en el primer ambiente o en el segundo ambiente de acuerdo con el nivel de resistencia, no solamente una corrosión localizada gruesa sino también una corrosión localizada germinal extremadamente fina puede ocasionar FTS. (c) La corrosión localizada fina que ocasiona FTS es un resultado del nitruro con base de Ti que está independientemente presente en el acero, en particular nitruro con base de Ti independientemente presente en un tamaño grande . Cuando el nitruro con base de Ti está presente como una inclusión compuesta en la cual el nitruro con base de Ti constituye una envoltura exterior, ninguna FTS se inicia a partir del mismo (el nitruro con base de Ti presente independientemente se denomina como "nitruro con base de Ti independiente" en esta especificación) . (d) A fin de evitar la fractura de un acero de gran resistencia con CIF de no menos de 758 MPa, en 720 horas en la prueba de FTS de tipo carga constante con aplicación de una tensión de 90% de CIF realmente poseído por el acero, en el primer ambiente o en el segundo ambiente de acuerdo con el nivel de resistencia, es importante no sólo controlar el acero para las composiciones químicas y las inclusiones compuestas propuestas en el Documento de Patente 3, sino también eliminar la generación del nitruro con base de Ti independiente mismo, agregando el nitruro con base de Ti en la inclusión compuesta. (e) Lo grueso del nitruro con base de Ti independiente se puede eliminar aumentando el sitio de generación del mismo para dispersarlo finamente. (f) El nitruro con base de Ti independiente se puede agregar a la inclusión compuesta haciendo que el nitruro con base de Ti constituya una envoltura exterior mientras se usa una inclusión generada antes del nitruro con base de Ti en acero fundido como un núcleo interior. Las inclusiones con base de Ca por lo general se sabe que son generadas antes del nitruro con base de Ti en acero fundido. Por lo tanto, la aplicación del oxisulfuro con base de Ca-Al, propuesto en el Documento de Patente 3 para el núcleo interior de la inclusión compuesta, se examinó entonces . La forma del oxisulfuro con base de Ca-Al que forma el núcleo interior de la inclusión compuesta se determina a través de un tratamiento que es llevado a cabo en la etapa del acero fundido. Sin embargo, incluso si el coeficiente de enfriamiento en la fundición se ajusta, como se describe anteriormente, como un tratamiento en la etapa de acero fundido, el nitruro con base de Ti independiente de un tamaño grande puede formarse y esto ocasiona FTS en la condición grave de prueba antes mencionada. Por lo tanto, la forma de inclusión se controló ajustando los componentes en la etapa del acero fundido. Por lo que, los exámenes se realizaron para una condición óptima de tratamiento del acero fundido, capaz de realizar la dispersión fina del nitruro con base de Ti independiente, además de la supresión de la generación del carbonitruro grueso, formando una inclusión compuesta que tiene una envoltura exterior de un carbonitruro de Ti, Nb y/o Nb en la circunferencia del núcleo del oxisulfuro con base de Ca-Al . El contenido de los exámenes realizados por los presentes inventores se describirá ahora. Cada uno de los nitruros con base de Ti, por ejemplo, Ti-N, Ti-Nb-N, Ti-Nb-Zr-N, y similares tiene como base TiN. Por lo tanto, la generación del nitruro con base de Ti en el acero fundido se muestra como el producto de [Ti] y [N], cuando [M] es el contenido de un elemento componente M en el acero fundido por porcentaje másico y como el valor de [Ti]x[N] es mayor, el nitruro con base de Ti se generaría con más facilidad. El nitruro con base de Ti también se genera con el oxisulfuro con base de Ca-Al como el núcleo interior si se forma previamente, similar al carbonitruro de Ti, Nb y/o Zr como se describe anteriormente . La formación del oxisulfuro con base de Ca-Al que forma el núcleo interior del nitruro con base de Ti depende del valor de [Ca] . El valor de [Ti]x[N] en la generación del nitruro con base de Ti o el valor de [Ca] en la generación del oxisulfuro con base de Ca-Al puede calcularse sustancialmente a partir de los resultados de investigaciones convencionales . Sin embargo, esta estimación solamente puede dar una condición para generar independientemente el nitruro con base de Ti y el oxisulfuro con base de Ca-Al, sin la correlación entre ellos . Por lo que, una condición para generar con estabilidad la inclusión compuesta que tiene una envoltura exterior constituida por un nitruro con base de Ti con un oxisulfuro con base de Ca-Al como un núcleo interior no se puede calcular a partir de los resultados de investigaciones convencionales . No obstante, en la inclusión compuesta con un núcleo interior de oxisulfuro con base de Ca-Al y una envoltura exterior de un nitruro con base de Ti, el oxisulfuro con base de Ca-Al puede considerarse como el sitio de generación del nitruro con base de Ti. Por consiguiente, conforme se incrementa adicionalmente el oxisulfuro con base de Ca, también se incrementa el nitruro con base de Ti. En otras palabras, mientras más grande es el valor de [Ca], es más fácil la dispersión del nitruro con base de Ti. Por otro lado, el nitruro con base de Ti que forma la envoltura exterior se genera mucho más fácilmente cuando el valor de [Ti]x[N] es mayor, pero si excede cierto valor umbral, la generación y la dispersión para el oxisulfuro con base de Ca pueden más bien dificultarse, dando como resultado la generación como un nitruro con base de Ti . Se puede considerar que el valor de [Ca] sugiere el sitio de generación para la dispersión del nitruro con base de Ti que forma la envoltura exterior de la inclusión compuesta, y el valor de [Ti]x[N] sugiere el estado donde el nitruro con base de Ti se genera independientemente antes de la dispersión. En otras palabras, la dispersión del nitruro con base de Ti que forma la envoltura exterior de la inclusión compuesta se facilita más cuando el valor de [Ca] aumenta, y el valor de [Ti]x[N] disminuye. Es decir, el valor de [Ca] y el valor de [Ti]x[N] invirtieron los efectos en la dispersión del nitruro con base de Ti formando la envoltura exterior de la composición.

En consecuencia, el estado de dispersión del nitruro con base de Ti se puede volver a disponer mediante el uso de ([Ti]x[N])/[Ca]. Sin embargo, como Ti, N y Ca tienen pesos atómicos diferentes, Ti que tiene el peso atómico más pesado se puede evaluar excesivamente en la redisposición a través de [M] que es el contenido del elemento componente M en el acero fundido por el porcentaje másico. Por lo tanto, se concluyó finalmente que el estado de dispersión del nitruro con base de Ti debe evaluarse a través de la expresión (1) antes mencionada usando la proporción molar. Las presentes invenciones (i) y (ii) se lograron sobre la base de las conclusiones antes mencionadas y los resultados de la revisión. Cada requisito de la presente invención se describirá a continuación en detalle. En la siguiente descripción, el símbolo "%" en el contenido de cada elemento representa "% por masa" . (A) Las composiciones químicas de un acero C: 0.1 a 0.55% C es un elemento efectivo para mejorar la templabilidad y aumentar la resistencia del acero, y no menos de 0.1% se requiere. Por otro lado, cuando el contenido de C excede 0.55%, la tenacidad se deteriora y también hay un aumento en la sensibilidad de la grieta de temple, por lo que, el contenido de C se fija de 0.1 a 0.55%. Los límites preferibles del contenido de C es 0.2 a 0.35%. Si: 0.05 a 0.5% Si es un elemento que tiene un efecto desoxidante. A fin de obtener este efecto, el contenido de Si se debe fijar a no menos de 0.05%. Sin embargo, un contenido de más de 0.5% ocasiona un deterioro en la tenacidad. Por lo tanto, el contenido de Si se fija de 0.05 a 0.5%. Los límites preferibles del contenido de Si es 0.1 a 0.3%. Mn: 0.1 a 1% Mn es un elemento que tiene un efecto de aumentar templabilidad del acero. A fin de asegurar este efecto, un contenido de no menos de 0.1% es necesario, sin embargo, cuando el contenido de Mn excede 1%, Mn se segrega al contorno del grano, y esto ocasiona un deterioro en la tenacidad. Por lo tanto, el contenido de Mn se fija de 0.1 a 1%. Los límites preferibles del contenido de Mn es 0.1 a 0.6%. S: 0.001 a 0.005% S forma un oxisulfuro con base de Ca-Al que es el sitio de la generación del nitruro con base de Ti, sin embargo, este efecto se minimiza con un contenido de menos de 0.0001%. Por otro lado, cuando el contenido de S excede 0.005%, un MnS fino se forma, resultado en un deterioro de la resistencia a la corrosión o resistencia a FTS. Por lo tanto, el contenido de S se fija de 0.0001 a 0.005%. Al: 0.005 a 0.08% Al es un elemento necesario para la desoxidación del acero fundido, y este efecto no puede obtenerse con un contenido de menos de 0.005%. Por otro lado, un contenido de Al de más de 0.08% ocasiona deterioro en tenacidad, por lo que, el contenido de Al se fija de 0.005 a 0.08%. Los límites preferibles del contenido de Al es 0.02 a 0.06%. Ti: 0.005 a 0.05% Ti tiene el efecto de formar un carbonitruro en la circunferencia del oxisulfuro con base de Ca-Al y aumenta la resistencia debido al refinamiento del grano o acrecimiento de la resistencia por precipitación. A fin de asegurar el efecto mencionado, el contenido de Ti se debe fijar en no menos de 0.005%. Sin embargo, cuando el contenido de Ti excede 0.05%, un óxido con base de Ti se forma en adición a la generación de TiN y similares, que es un nitruro con base de Ti grueso independiente que ocasiona un deterioro en la resistencia a FTS. Por lo tanto, el contenido de Ti se fija a partir de 0.005 a 0.05%. Los límites preferibles del contenido de Ti es 0.015 a 0.03%. Cr: 0.1 a 1.5% Cr mejora la templabilidad y también aumenta la resistencia al recocido de atemperación del acero para permitir el tratamiento de atemperación a alta temperatura, mejorando por lo mismo la resistencia a FTS. Estos efectos se pueden obtener con un contenido de Cr de no menos de 0.1%. Por otro lado, un contenido de Cr de más de 1.5% solamente conduce a un incremento en el costo con la saturación del efecto mencionado. Por lo tanto, el contenido de Cr se fija de 0.1 a 1.5%. Los límites preferibles del contenido de Cr es 0.5 a 1.1%. Mo: 0.1 a 1% Mo mejora la templabilidad, sin embargo, no se obtiene un efecto suficiente con un contenido de menos de 0.1%. Por otro lado, cuando el contenido de Mo excede 1%, los carburos de Mo se precipitan al momento de la atemperación, ocasionando un deterioro en la tenacidad. Por lo que, el contenido de Mo se fija de 0.1 a 1%. Los límites preferibles del contenido de Mo es 0.2 a 0.8%. O (oxígeno): 0.0004 a 0.005% Un contenido inferior de oxígeno es más conveniente desde el punto de vista del índice de limpieza, sin embargo, cuando el contenido de O es menor a 0.0004%, el sitio de generación del nitruro con base de Ti independiente se reduce excesivamente ocasionando un engrosamiento del nitruro con base de Ti independiente mencionado. Por otro lado, cuando el contenido de 0 excede 0.005%, el número de inclusiones se incrementa, ocasionando un defecto de la superficie y similares. Por lo tanto, el contenido de O se fija de 0.0004 a 0.005%. Los límites preferibles del contenido de O es 0.0007 a 0.0025%. Ca: 0.0005 a 0.0045% Ca tiene el efecto de controlar las formas de los óxidos, nitruros y sulfuros, sin embargo, cuando el contenido de Ca es menor que 0.0005%, el efecto mencionado no se puede obtener de manera suficiente. Por otro lado, un contenido de Ca de más de 0.0045% puede conducir a la formación de agrupamiento de CaS además de la saturación del efecto antes mencionado. Por lo tanto, el contenido de Ca se fija de 0.0005 a 0.0045%. Los límites preferibles del contenido de Ca es 0.0015 a 0.003%. Nb: 0 a 0.1% Nb se agrega en forma opcional. Cuando se agrega, forma carbonitruros para refinar efectivamente la microestructura. A fin de obtener definitivamente dicho efecto, el contenido de Nb de preferencia se fija en no menos de 0.005%. Sin embargo, un contenido de Nb de más de 0.1% solamente conduce al incremento en el costo con la saturación del efecto mencionado. Por lo que, el contenido de Nb se fija de 0 a 0.1%. Cuando Nb se agrega, el contenido de Nb se fija con mayor preferencia de 0.01 a 0.1%, y mejor aún de 0.02 a 0.05%. V: 0 a 0.5% V se puede agregar opcionalmente. Si se agrega, aumenta la resistencia al recocido de atemperación, por lo que la resistencia a FTS se puede mejorar efectivamente. A fin de obtener definitivamente tal efecto, el contenido de V se fija preferentemente en no menos de 0.03%. Sin embargo, un contenido de V de más de 0.5% conduce a otros problemas como un deterioro en la tenacidad con saturación del efecto mencionado. Por lo que, el contenido de V se fija de 0 a 0.5%. Cuando se agrega V, el contenido de V se fija mejor de 0.05 a 0.5% y de mayor preferencia de 0.1 a 0.3%. B: 0 a 0.005% B se agrega opcionalmente. Cuando se agrega, aumenta la templabilidad para mejorar efectivamente la resistencia a FTS. A fin de obtener definitivamente el efecto mencionado, el contenido de B se fija preferiblemente en no menos de 0.0003%. Sin embargo, cuando el contenido de B excede 0.005%, borocarburos gruesos se generan, y la resistencia a FTS más bien se deteriora. Por lo que el contenido de B se fija de 0 a 0.005%. Cuando se agrega B, el contenido de B se fija preferiblemente de 0.0005 a 0.005% y mejor aún de 0.001 a 0.003%. Zr: 0 a 0.10% Zr se agrega opcionalmente. Cuando se agrega, forma carbonitruros, de manera similar a Nb, que refina efectivamente la microestructura. A fin de obtener definitivamente este efecto, el contenido de Zr se fija preferiblemente en no menos de 0.003%. Sin embargo, un contenido de Zr de más de 0.10% ocasiona otros problemas como un deterioro de tenacidad con saturación del efecto mencionado. Por lo tanto, el contenido de Zr se fija de 0 a 0.10%. Cuando se agrega Zr, el contenido de Zr se fija preferiblemente de 0.005 a 0.10% y mejor aún de 0.01 a 0.05%. P: no más de 0.03% P está presente en el acero como una impureza y éste deteriora la resistencia a la corrosión localizada. También se segrega en los contornos de grano, y deteriora la tenacidad o la resistencia a FTS, en particular cuando el contenido de P excede 0.03%, ocurre un deterioro marcado en la resistencia a FTS o tenacidad. Por lo que, el contenido de P se fija en no más de 0.03%. El contenido de P de preferencia es lo más bajo posible. N: no más de 0.006% N está presente en el acero como una impureza. Cuando el contenido de N excede 0.006%, TiN que es un nitruro con base de Ti grueso independiente se forma incluso si el contenido de Ti se controla, y un deterioro marcado en la resistencia a FTS aparece. Por lo tanto, el contenido de N se fija a no más de 0.006%. Se observa que el contenido preferible de N es no mayor que 0.004%.

(B) Contenido de Ca, Ti y N en acero fundido Se funda en los resultados de los siguientes experimentos hechos por los presentes inventores que el valor de fnl representado por la expresión (1) se reguló para satisfacer la expresión (2) , principalmente, que el valor de fnl sea entre 0.0008 y 0.0066. Los presentes inventores fundieron 1.5 t (ton) o 15 kg de diversos aceros de baja aleación con contenido de los elementos de C para N en los límites antes mencionados y siendo el equilibrio Fe y las impurezas, al mismo tiempo que se cambia en forma diversa el contenido de Ti, N y Ca en el acero fundido, principalmente, [Ti], [N] y [Ca] . El análisis cuantitativo de [Ti], [N] y [Ca] se llevó a cabo con muestras bomba a través de un método de ICP. Estos aceros fundidos se solidificaron en un coeficiente de enfriamiento en fundición fijado de 20 a 250°C/min. en una gama de temperatura de 1560 a 900°C. Cada lingote de acero después de solidificación se calentó a 1250 °C y después se colocó en una placa de 15 mm o 20 mm de grueso llevando a cabo forjabilidad en caliente y laminado en caliente en un método general . Una pieza de prueba con espesor de 15 mm, ancho de mm y largo de 15 mm se cortó de cada una de las placas así obtenidas, y se sumergió en una resina de manera que la sección vertical a la dirección de laminado fuese un plano de prueba, y después de sacar brillo tipo espejo, la cantidad y el tamaño de las inclusiones se examinaron y el análisis de composición de las inclusiones se llevaron a cabo a través de un EPMA. El área del plano de prueba es 10 mm x 15 mm. Un punto perceptible del resultado de la revisión de inclusión fue que el estado del nitruro con base de Ti variaba dependiendo del contenido de Ti, N y Ca en el acero fundido, principalmente [Ti], [N] y [Ca] . Por ejemplo, en cierta condición, el nitruro con base de Ti estuvo presente como una inclusión compuesta en la cual el nitruro con base de Ti constituía una envoltura exterior teniendo como un núcleo interior el oxisulfuro con base de Ca-Al, cuando la cantidad y el tamaño de los nitruros con base de Ti independientes se reduj eron. La Figura 1 muestra el resultado de la redisposición de la proporción de presencia de los nitruros con base de Ti independientes, que se define por la siguiente expresión (7) , con el valor de fnl representado por la expresión (1) . En los ejes verticales de la Figura 1, la proporción de presencia de los nitruros con base de Ti independientes se describió como la "proporción de presencia de los nitruros independientes" . La proporción de presencia de los nitruros con base de Ti independientes (%) = (la cantidad de los nitruros con base de Ti independientes/la cantidad total de inclusiones observadas) x 100 ... (7) . La Figura 2 muestra el resultado de la redisposición del diámetro máximo de los nitruros con base de Ti independientes con el valor de fnl representado por la expresión (1) . En el presente, el diámetro máximo de los nitruros con base de Ti independientes significa el diámetro de la longitud diagonal de la inclusión más grande reconocida en la observación del área del plano de prueba antes mencionado por un SEM. En el eje vertical de la Figura 2, el diámetro máximo de los nitruros con base de Ti independientes se describió como "diámetro largo de los nitruros con base de Ti" . Como se puede ver en las Figuras 1 y 2 , cuando el valor de fnl, representado por la expresión (1) excede 0.0066, la proporción de presencia de los nitruros con base de Ti independientes, en otras palabras, la cantidad de los mismos, aumenta con rapidez y el diámetro máximo de los mismos también aumenta. Por otro lado, cuando el valor de fnl, representado por la expresión (1) es menor que 0.0008, la proporción de presencia de los nitruros con base de Ti independientes, en otras palabras, la cantidad de los mismos, aumenta ligeramente, y también hay un ligero aumento en el diámetro máximo de los mismos. Y como se muestra en los ejemplos que se describen más adelante, cuando el valor de fnl es mayor que 0.0066 y menor que 0.0008, la resistencia a FTS no es suficientemente buena para asegurar la resistencia a FTS que es objetivo de la presente invención. En consecuencia, en la invención mencionada (i) , el valor de fnl representado por la expresión (1) se reguló para que fuese no menor que 0.0008 y no más de 0.0066, es decir, a fin de satisfacer dicha expresión (2). En caso de que el valor de fnl representado por la expresión (1) excede 0.0066, la proporción de presencia de los nitruros con base de Ti independientes aumenta rápidamente, y luego, el diámetro máximo de los mismos también aumenta. Esto se puede atribuir al hecho de que los nitruros con base de Ti independientes se generan después de la generación del oxisulfuro con base de Ca-Al debido al contenido extremadamente alto de [Ti] o [N], o al hecho de que el oxisulfuro con base de Ca-Al se minimiza debido al bajo contenido de [Ca] y los resultados en sitios de generación insuficiente de nitruros con base de Ti. Por otro lado, el ligero aumento en la proporción de presencia de los nitruros con base de Ti independientes con el ligero aumento en el diámetro máximo de los mismos, en caso de que el valor de fnl representado por la expresión (1) es menor que 0.0008, se atribuye a la influencia de la composición de las inclusiones . Cuando el valor de fnl representado por la expresión (1) satisface la expresión (2), también se puede ver en la Figura 2 que el diámetro máximo de los nitruros con base de Ti independientes es poco y nunca arriba de 4 µm. La Figura 3 muestra el resultado de la redisposición de la proporción de presencia de las inclusiones compuestas, con un núcleo interior de oxisulfuro con base de Ca-Al y una envoltura exterior del nitruro con base de Ti, que se define por la siguiente expresión (8) , representándose el valor de fnl a través de la expresión (1) . En el eje vertical de la Figura 3, la proporción de presencia de las inclusiones compuestas con núcleo interior de oxisulfuro con base de Ca-Al y la envoltura exterior de nitruro con base de Ti se describe como "proporción de presencia de la inclusión con núcleo interior de base de Ca-Al y envoltura exterior de nitruro con base de Ti" . La proporción de presencia de las inclusiones compuestas que tienen núcleo interior de oxisulfuro con base de Ca-Al y la envoltura externa del nitruro con base de Ti (%) = (la cantidad de inclusiones compuestas que tienen el núcleo interior de oxisulfuro con base de Ca-Al y la envoltura exterior del nitruro con base de Ti/la cantidad total de inclusiones observadas) x 100 ...(8). En la Figura 3 se puede ver que la cantidad de inclusiones compuestas, tienen núcleo interior de oxisulfuro con base de Ca-Al y la envoltura externa del nitruro con base de Ti se incrementa cuando el valor de fnl representado por la expresión (1) satisface la expresión (2) . Esto demuestra que el oxisulfuro con base de Ca-Al se puede trabajar con eficacia como el sitio de generación de los nitruros con base de Ti cuando el valor de fnl, representado por la expresión (1), satisface la expresión (2) antes mencionada, y en consecuencia el tamaño y la cantidad de los nitruros con base de Ti independientes se puede reducir. (C) Adición de Ca en la fundición de un acero Se funda en los resultados de los siguientes experimentos hechos por los presentes inventores que los valores de fn3 y fn4 representados por las expresiones (3) y (4) se regulan para satisfacer las expresiones (5) y (6) , respectivamente en el momento de fundir un acero, principalmente de manera que el valor de fn3 no sea menor que 2.7 y no mayor que 14, y el valor de fn4 no sea menor que 10 ni mayor que 68. Es decir, el ajuste de los componentes de acero fundido de modo que el valor de fnl representado por la expresión (1) satisfaga la expresión (2), en el momento de fundir un acero de baja aleación, que contiene elementos de C a N en los límites descritos anteriormente y con Fe e impurezas como el equilibrio se puede obtener, por ejemplo, agregando una cantidad específica de Ca, después de controlar de cerca [Ti] y [N] cambiando la cantidad de adición de Ca, con el uso de una producción de Ca aparente con base en una regla empírica de acuerdo con los valores de análisis de [N] y [Ti] o agregando Ti de acuerdo con los valores de análisis de [Ca] y [N] después de un tratamiento de Ca. Sin embargo, los métodos mencionados anteriormente tienen problemas al necesitar trabajos complicados en aplicación a la producción industrial en masa y al ser inferiores en precisión debido a que el contenido de Ca en el acero fundido puede ser cambiado por evaporación de una porción excesiva que no se hace reaccionar con las inclusiones incluso después de la finalización del control de las inclusiones . Por lo tanto, los presentes inventores condujeron experimentos mientras cambiaban la cantidad de adición y el tiempo de adición de Ca al fundir un acero, [Ti] y [N], a fin de encontrar un método que permita un tratamiento fácil y preciso que sea adecuado para la producción industrial en masa. Examinaron en forma adicional la relación de cada uno de los factores mencionados con el valor de fnl representado por la expresión (1) . Debido a que el tratamiento de Ca puede ser influenciado por una escala del tratamiento, los experimentos se llevaron a cabo con dos clases de aceros fundidos en la cantidad de 1.5 t (ton.) y 15 kg. Se determinó la relación de la cantidad de adición de Ca por t de acero fundido (es decir WCa) , [Ti] y [N] con el valor de fnl. Los resultados de los experimentos se redispusieron con el valor de fnl en relación con cada valor de fn3 y fn4.

Los resultados experimentales, con la adición de Ca en diversas etapas después de los ajustes de componentes, se muestran en la Tabla 1. En la Tabla 1, los valores en itálicas muestran los resultados experimentales en la cantidad de 1.5 t del acero fundido, y aquellos en gótica muestran los resultados en la cantidad de acero fundido de 15 kg. [Tabla 1] Como se puede ver en la Tabla 1, los valores de fn3 y fn4 se encuentran dentro de los límites especificados, independientemente de la cantidad del acero fundido y el tiempo de adición de Ca después de los ajustes de componentes, el valor de fnl no es menor que 0.0008 y no mayor que 0.0066, concretamente satisface la expresión (2). Por lo tanto, en la invención (ii) , los valores de fn3 y fn4 representados por las expresiones (3) y (4) se regularon respectivamente para que no fuesen de menos de 2.7 ni más de 14, y no menos de 10 ni más de 68, concretamente para satisfacer las expresiones (5) y (6) . La presente invención se describirá, tomando el caso de fundir y solidificar un acero de baja aleación mediante el uso de un convertidor, un dispositivo de desgasificación . al vacío de RH y una máquina de fundición continua como ejemplo. Primero, un tratamiento de descarburación se realiza en el convertidor, y el acero fundido se sangra a una cuchara de colada. Es conveniente realizar el ajuste de los componentes diferentes a Ca y Ti en el sangrado o en un tratamiento a través de un dispositivo de desgasificación al vacío de RH que sigue el proceso de sangrado. Es decir, es conveniente finalizar el ajuste de los componentes diferentes a Ca y Ti antes de la adición de estos dos componentes . En el dispositivo de desgasificación al vacío de RH, la reducción de [N] o la reducción de [H] por desgasificación se realizan en adición los ajustes de componentes. Además, un ajuste de temperatura como el incremento de la temperatura también se puede realizar. Es más, en el dispositivo de desgasificación al vacío de RH, es conveniente reducir el contenido de O (oxígeno) del acero fundido (es decir [O]) , ajustando el tiempo de circulación de un gas inerte. Un deterioro del índice de limpieza o generación de inclusiones con base en óxido de gran tamaño ocasiona obstrucción de la boquilla en el fundido, una desestabilización del tratamiento de Ca, un defecto de superficie o similares. Por lo tanto, el [O] antes del tratamiento de Ca de preferencia se reduce a no más de 35 ppm por masa y mejor aún a no más de 25 ppm por masa por medio de un tratamiento en el dispositivo de desgasificación al vacío de RH. El tratamiento de Ca, concretamente la adición de Ca al acero fundido, puede realizarse en cualquier momento antes de la finalización del vaciado, pero sólo después de los ajustes de los componentes. Por ejemplo, la adición se realiza en la cuchara después del tratamiento en el dispositivo de desgasificación al vacío de RH o se realiza en una artesa durante el vaciado continuo. La adición de Ca al acero fundido se puede realizar agregando Ca o una aleación de Ca conjuntamente, agregando con polvo soplado alto dentro de un tanque de vacío del dispositivo de desgasificación al vacío de RH, agregando Ca a través de un método de inyección o un método de alimentador de alambre dentro de la cuchara, o agregando Ca a través de adición por alambre o soplado dentro de la artesa; cada método de adición descrito anteriormente se puede llevar a cabo. Sin embargo, desde el punto de vista de la estabilidad del tratamiento de Ca, Ca se agrega convenientemente al acero fundido dentro de la cuchara o dentro de la artesa. El Ca que se va a agregar puede no ser Ca puro sino también puede ser una aleación de Ca-Si, Ca-Al, Ca-Fe y similares. Al momento del vaciado del acero, el coeficiente de enfriamiento de la temperatura de línea de liquidus para la temperatura de línea de solidus de una parte central de lupia de preferencia se fija de 5 a 30°C/min. La presente invención se describirá con mayor detalle en referencia las formas de realización preferidas.

Después de la descarburización en el convertidor, los componentes del acero fundido se ajustaron a las composiciones químicas mostradas en las Tablas 2 y 3 en el dispositivo de desgasificación al vacío de RH. Sucesivamente, una aleación de Ca-Si con 30% de Ca puro se agregó al acero fundido en la cuchara mediante un método de inyección. Después de eso, la cuchara se movió a la máquina de vaciado continuo, y el acero fundido se hizo en un tocho redondo con diámetro de 220 a 360 mm por fundición continua. En la fundición, el coeficiente de enfriamiento de la temperatura de línea de liquidus para la temperatura de línea de solidus de la parte central de lupia fue de 10 a 15°C/min. Los aceros A a P- en las Tablas 2 y 3 son aceros relacionados con los ejemplos inventivos. Es decir, estos aceros se fabrican de modo que los componentes químicos se encuentren dentro de los límites regulados por la presente invención y se ajustan para satisfacer la expresión (2) al momento de la fundición. Al fabricar estos aceros, el ajuste para satisfacer la expresión (2) se realizó, de modo que los valores de fn3 y fn4 representados por las expresiones (3) y (4) para la cantidad de adición de Ca satisfacen las expresiones (5) y (6), respectivamente. Por otro lado, los aceros Q a X en las Tablas 2 y 3 son los aceros relacionados con los ejemplos comparativos, que no se ajustaron para satisfacer la expresión (2) al momento de la fundición. Entre estos aceros, " el contenido de N en el acero T también está fuera de los límites regulados por la presente invención. [Tabla 2] [Tabla 3] Cada uno de los tochos redondos así obtenidos fue sometido a laminado por punzonado mediante una aguja para moldes, laminado por alargamiento con un laminador de mandril y un ajuste dimensional a través de un reductor de estirado en un método general a fin de producir un tubo de acero sin costuras con un diámetro exterior de 244.5 mm y un espesor de pared de 13.8 mm. Este tubo de acero sin costuras se calentó a 920 °C seguido por templado y es revenido adicionalmente en varias temperaturas no superiores que el punto de Aci, por medio de las cuales el nivel de resistencia se ajustó, con respecto a los aceros A a X, para una clase de 758 MPa (clase 110 ksi, es decir CIF de 758 a 862 MPa (110 a 125 ksi)) y para clase 862 MPa (clase 125 ksi, es decir CIF de 862 a 965 MPa (125 a 140 ksi)), respectivamente. Una pieza de prueba a la tracción de barra redonda con un diámetro de parte paralela de 6.35 mm se tomó de la parte central del espesor de pared en la dirección longitudinal de laminado de cada uno de los tubos de acero así obtenidos, y se sujetó a una prueba de FTS de tipo carga constante en el primer ambiente o en el segundo ambiente con una tensión aplicada de 90% de la CIF real. Es decir, la prueba de FTS de tipo carga constante se realizó durante 720 horas con una tensión aplicada de 90% de la CIF real, con respecto a la clase 758 MPa, en el ambiente de 0.5% de ácido acético + 5% de solución acuosa de cloruro de sodio de 25 °C saturada con sulfuro de hidrógeno de la presión parcial de 10132.5 Pa (0.1 atm) y con respecto a la clase 862 MPa, en el ambiente de 0.5% de ácido acético + 5% de solución acuosa de cloruro de sodio de 25 °C saturada con sulfuro de hidrógeno de presión parcial de 3039.75 Pa (0.03 atm). Después de la citada prueba de FTS, cada apariencia de superficie de las piezas de prueba se verificó a fin de examinar la existencia de corrosión localizada. Los resultados de la prueba de FTS se muestran en la Tabla 4 con CIF y tenacidad de HRC (Tenacidad de Rockwell C) como propiedades mecánicas de cada tubo de acero. [Tabla 4] Como se ve en la Tabla 4, los aceros A a P fabricados por el método de la presente invención no se fracturaron en la prueba de FTS, y tienen la resistencia de FTS satisf ctoria deseada. En estos aceros, no se observó corrosión localizada en la revisión de apariencia de las superficies de las piezas de prueba que se realizó después de la prueba de FTS .

Por otro lado, los aceros Q a X relacionados con los ejemplos comparativos se fracturaron en la prueba de FTS, y tuvieron resistencia de FTS inferior. Se observaron picaduras en la superficie de las piezas de prueba fracturadas y se confirmó que la fractura se inició a partir de la corrosión localizada. De acuerdo con el método de la presente invención, un acero de baja aleación con una resistencia a FTS extremadamente alta con CIF de no menos de 759 MPa se puede estabilizar y obtener sin dudas. El acero de baja aleación obtenido por el método de la presente invención se puede usar como existencias de aceros para revestimientos o tubos para pozos petroleros o pozos de gas, tubos de perforación o collares de perforación para taladrar y otras tuberías de plantas petroleras y similares, para los cuales la resistencia a la corrosión grave en particular la resistencia a FTS grave, se requiere. La Figura 1 es una representación gráfica que muestra la relación entre la proporción de presencia de los nitruros con base de Ti independientes (descrita como "proporción de presencia de los nitruros independientes" en el dibujo) y el valor de fnl representado por la expresión (1) • La Figura 2 es una representación gráfica que muestra la relación entre el diámetro máximo de los nitruros con base de Ti independientes (descrito como "diámetro largo de los nitruros con base de Ti" en el dibujo) y el valor de fnl representado por la expresión (1) . La Figura 3 es una representación gráfica que muestra la relación entre la proporción de presencia de las inclusiones compuestas que tienen un núcleo interior de oxisulfuro con base de Ca-Al y una envoltura exterior del nitruro con base de Ti (descrito como la "proporción de presencia de inclusión con un núcleo interior de base de Ca-Al y envoltura exterior del nitruro con base de Ti" en el dibujo) y el valor de fnl representado por la expresión (1) .

Table 1 CD Tabla 2 Tabla 3 (continuación de la Tabla 2) Tabla 4 ^y

Claims (2)

1. REIVINDICACIONES 1. Un método para fabricar un acero de baj a aleación, excelente en resistencia a la corrosión, que comprende ajustar el valor de fnl representado por la siguiente expresión (1) , para satisfacer la siguiente expresión (2), al momento de la fusión del acero de baja aleación, que tiene una composición química por porcentaje másico, de C: 01 a 0.55%, Si: 0.05 a 0.5%, Mn: 0.1 a 1%, S : 0.001 a 0.005%, Al: 0.005 a 0.08%, Ti: 0.005 a 0.05%, Cr: 0.1 a 1.5%, Mo: 0.1 a 1%, O (oxígeno) : 0.0004 a 0.005%, Ca: 0.0005 a 0.0045%, Nb: 0 a 0.1%, V: 0 a 0.5%, B: 0 a 0.005%, Zr: 0 a 0.10%, P: no más de 0.03% y N: no más de 0.006% siendo el equilibrio Fe y las impurezas: fnl = ([TÍ]/47.9) ([N]/14) ([Ca]/40.1) ...(1), 0.0008 < fnl < 0.0066 ...(2), en donde, las marcas de referencia en la expresión (1) se definen como sigue: [Ca] : el contenido de Ca en el acero fundido por porcentaje másico, [Ti] : contenido de Ti en acero fundido por porcentaje másico, [ ] : contenido de N en el acero fundido por porcentaje másico.
2. 2. El método para fabricar el acero de baja aleación, excelente en la resistencia a la corrosión, de acuerdo con la reivindicación 1, en donde Ca se agrega al momento de fundir el acero de manera que los valores de fn3 y fn4 representados por las siguientes expresiones (3) y (4) satisfacen las siguientes expresiones (5) y (6) , respectivamente. fn3 = WCa/[Ti] ...(3) , fn4 = Wca/[N] ... (4) , 2.7 = fn3 < 14 ...(5) , 10 < fn4 < 68 ... (6) , en donde, las marcas de referencia en las expresiones (3) y (4) se definen como sigue: WCa: Cantidad que se agrega de Ca por t (ton.) de acero fundido (kg/t) , [Ti] : contenido de Ti en el acero fundido por porcentaje másico, [N] : contenido de N en el acero fundido por porcentaje másico.