MX2008001189A - Metodo para producir tubo de acero sin costuras. - Google Patents

Abstract

Un tubo de acero sin costuras producido calentando un tocho de acero, que tiene una composicion quimica de C: 0.15 a 0.20%, Si: no menor que 0.01% a menor que 0.15%, Mn: 0.05 a 1.0%, Cr: 0.05 a 1.5%, Mo: 0.05 a 1.0%, Al: no mas que 0.10%, V: 0.01 a 0.2%, Ti: 0.0025 a 0.03%, B: 0.003 a 0.005% y N: 0.002 a 0.01%, ademas, opcionalmente uno o mas elementos Ca, Mg y REM en una cantidad especifica, con la condicion de que las condiciones "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3) ( 0.43 y Ti x N < 0.002 - 0.006 x Si" sean satisfechas, siendo el balance Fe y las impurezas, en donde P ( 0.025%, s ( 0.010% y Nb < 0.005 % entre las impurezas, en una temperatura de 1000 a 1250 degree C seguidos por laminacion para fabricacion de tubos en una temperatura de laminacion a medidas finales de 900 a 1050 degree C, y despues sometiendo a temple general instantaneo el tubo de acero resultante directamente desde una temperatura no menor que el punto de transformacion de Ar3 seguido por revenido en una temperatura que varia entre 600 degree C y el punto de transformacion de Ac1,o en lugar de lo anterior despues de la laminacion para fabricacion de tubos, calentamiento complementario del tubo de acero resultante en una temperatura que varia entre el punto de transformacion de Ac3 y 100 degree C en linea, y despues sometiendolo a temple general instantaneo desde una temperatura no inferior que el punto de transformacion de Ar3 seguido por revenido en una temperatura que varia entre 600 degree C y el punto de transformacion de Ac1, tiene gran resistencia y excelente tenacidad y al mismo tiempo tiene un elevado limite de alargamiento y es excelente tambien en resistencia de SSC.

Description

MÉTODO PARA PRODUCIR TUBO DE ACERO SIN COSTURAS CAMPO TÉCNICO La presente invención trata de un método para producir un tubo de acero sin costuras . De manera más específica, la presente invención trata de un método para producir un tubo de acero sin costuras, que tienen un alto límite aparente de fluencia (YS) de no menos que 759 MPa junto con un alto límite de alargamiento y que es excelente en tenacidad y resistencia a fisuración por tensiones por sulfuro de hidrógeno por un costo bajo en el proceso de temple general instantáneo en línea. ANTECEDENTES Un tubo de acero sin costuras, que es más confiable que un tubo soldado frecuentemente se utiliza en un medio ambiente extremo o de alta temperatura de pozos petroleros y pozos de gas (en lo sucesivo conjuntamente denominados como "pozo petrolero")/ y por lo tanto de manera consistente se requiere el mejoramiento de resistencia, el mejoramiento de tenacidad y el mejoramiento en resistencia a medios sulfurosos. Particularmente, en los pozos petroleros que se van a desarrollar en el futuro, el mejoramiento de resistencia y de tenacidad del tubo de acero es necesario más que nunca antes debido a que el pozo de gran profundidad se volverá la corriente central y un tubo de acero sin costuras que también tenga resistencia a fisuración por tensiones por sulfuro de hidrógeno (en lo sucesivo "resistencia a SSC) en pocas palabras) se requiere cada vez debido a que el tubo se utiliza en un ambiente corrosivo extremo. La dureza, principalmente la densidad de dislocación, de un producto de acero aumenta conforme se mejora la resistencia, y la cantidad de hidrógeno que penetra en el producto de acero se incrementa haciendo que el producto de acero sea frágil a las tensiones debido a la alta densidad de dislocación. En consecuencia, por lo general la resistencia de SSC deteriora de nuevo el aumento en la fuerza del producto de acero que se utiliza en un ambiente rico en sulfuro de hidrógeno. Particularmente cuando un elemento que tiene el límite aparente de fluencia deseado se produce utilizando un producto de acero con una baja proporción de límite aparente de "fluencia /resistencia a la tracción" (en lo sucesivo denominado como límite de alargamiento) , la resistencia a la tracción y la dureza son aptos para aumentar, y la resistencia de SSC se deteriora notablemente. Por lo tanto, cuando la resistencia del producto de acero se eleva, es importante aumentar el límite de alargamiento a fin de mantener la dureza en un nivel bajo. Aunque de preferencia es mejor hacer el producto de acero en una microestructura martensítica revenida uniforme a fin de aumentar el límite de alargamiento, eso por si solo no es suficiente. Un método para mejorar adicional el lími-te de alargamiento en la microestructura martensítica revenida es el refinamiento de los granos de austenita anteriores (en lo sucesivo denominados como solamente "granos de austenita"). El refinamiento mencionado de los granos de austenita también es efectivo para aumentar la tenacidad de un producto de acero de gran resistencia. Sin embargo, el refinamiento de los granos de austenita necesita un tratamiento de temple general instantáneo fuera de línea, que deteriora la eficiencia de la producción y aumenta la energía utilizada. Por lo tanto, actualmente este método no es benéfico debido a la racionalización de costo, aumento en la eficiencia de la producción y el ahorro de energía, todo lo cual es indispensable para los fabricantes. De ese modo, algunas tecnologías para el refinamiento de granos de austenita agregando Nb, en un proceso de producción que incluye un tratamiento de temple general instantáneo en línea altamente productivo, se divulgan en los Documentos de Patente 1 a 3. Además, una tecnología para el refinamiento de granos de austenita controlando el contenido de N y Nb, en un proceso de producción que incluye un tratamiento de temple general instantáneo en línea se divulga en el Documento de Patente 4. Documento de Patente 1: Publicación de Patente Publicada Japonesa No. 05-271772, Documento de Patente 2: Publicación de Patente Publicada Japonesa No. 08-311551, Documento de Patente 3: Publicación de Patente Publicada Japonesa No. 2000-219914, Documento de Patente 4: Publicación de Patente Publicada Japonesa No. 2001-11568. DIVULGACIÓN DE LA INVENCIÓN PROBLEMAS PARA HACER RESUELTOS POR LA INVENCIÓN Las tecnologías divulgadas en el Documento de Patente antes mencionado 1 y 2, comprenden ocasionar que carbonitruro de Nb se precipita finamente durante laminado en caliente y recalentamiento con anterioridad a un temple general instantáneo directo a fin de refinar los granos de austenita utilizando el efecto de empastado de los mismos. Sin embargo, la solubilidad de Nb en un acero depende en gran medida en una temperatura que varía de 800 a 1100°C. En consecuencia, ligeras diferencias en temperatura dan como resultado variaciones en la cantidad de carbonitruros de Nb precipitados. Por lo tanto, cuando la temperatura varía en el tubo de acero durante el proceso de elaboración del tubo por trabajo en caliente, los granos de austenita producen estructuras de grano mixtas debido a la variación de la cantidad de carbonitruros de Nb precipitados. Además, las variaciones en la cantidad de Nb disuelto en un temple general instantáneo directo conducen a variaciones en la cantidad de carbonitruros de Nb finos recientemente precipitados en el tratamiento de revenido, que es el termotratamiento final, de ahí a variaciones en el grado de endurecimiento de precipitación y también a variaciones en el resistencia del interior del tubo de acero; como resultado, no se pueden obtener tubos de acero confiables. De ese modo, en el caso de fabricación de un tubo de acero, que tiene gran excelente resistencia de SSC mediante un tratamiento de temple general instantáneo en línea, la adición de Nb no es favorable. Por otro lado, la tecnología divulgada en el Documento de Patente 3 restringe el contenido de Nb a un nivel bajo, dentro de una gama de 0.005 a 0.012%, a fin de obtener Nb disuelto en el tratamiento de temple general instantáneo y por lo mismo reducir las variaciones en resistencia. Sin embargo, el Nb disuelto se precipita como carbonitruro de Nb muy fino en el paso de revenido y esto contribuye al endurecimiento por precipitación, y de ese modo, la influencia del contenido de Nb en la resistencia aumenta sustancialmente, de manera que las variaciones en el contenido de Nb dan como resultado variaciones en resistencia. Por lo tanto, se vuelve necesario variar la temperatura del revenido de acuerdo con las variaciones en el contenido de Nb en el acero; de ese modo la tecnología no es económica.

De acuerdo con la tecnología divulgada en el Documento de Patente 4, un tubo de acero con ligera variación de resistencia y excelente resistencia en SSC puede ser producido llevando a cabo un tratamiento de temple general instantáneo en línea. Sin embargo, como se muestra en la sección de ejemplos, las restricciones en los contenidos de C, Cr, Mn y Mo son insuficientes, de manera que los tubos de acero obtenidos tienen poco límite de alargamiento. Por lo tanto, sólo los tubos de acero que tienen un límite aparente de fluencia inferior que 759 MPa (110 ksi) pueden adquirir excelente resistencia de SSC. Consecuentemente, es objetivo de la presente invención proporcionar un método para producir un tubo de acero sin costuras, que tiene gran resistencia y excelente tenacidad y, además, tiene un elevado límite de alargamiento y excelente resistencia de SSC, mediante un medio eficiente que es capaz de realizar ahorros en la energía. MEDIOS PARA RESOLVER LOS PROBLEMAS Lo esencial de la presente invención son métodos para producir tubos de acero sin costuras que se muestran en el siguiente párrafo (1) y (2) . (1) Un método para producir un tubo de acero sin costuras, que comprende los pasos de acero en tubo calentando un tocho de acero, que tiene una composición química sobre la base porcentual de masa, C: 0.15 a 0.20%, Si: no menor que 0.01% a menor que 0.15%, Mn: 0.05 a 1.0%, Cr : 0.05 a 1.5%, Mo: 0.05 a 1.0%, Al: no más que 0.10%, V: 0.01 a 0.2%, Ti: 0.002 a 0.03%, B: 0.003 a 0.005% y N: 0.002 a 0.01%, con la condición de que se cumpla con las siguientes fórmulas (1) y (2) , siendo el equilibrio Fe e impurezas, en donde el contenido de P no es mayor que 0.025%, el contenido de S no mayor que 0.010% y el contenido de Nb es menor que 0.025% entre las impurezas, a una temperatura de 1000 a 1250 °C seguido por laminación de tubos a una temperatura de laminación a medidas finales ajustada a 900 a 1050°C y después sometiendo a temple general instantáneo el tubo de acero resultante directamente desde una temperatura no inferior que la punto de transformación Ar3 seguido por temple general instantáneo a una temperatura que varía entre 600 °C a la punto de transformación de AC?, o en lugar de lo anterior después de la citada laminación para fabricación de tubos, calentando complementariamente el tubo de acero resultante en una gama de temperaturas que parte de la punto de transformación de Ac3 a 1000 °C en línea, y después sometiéndolo a temple general instantáneo desde una temperatura no inferior que la punto de transformación de Ar3 seguido por temple general instantáneo en una gama de temperatura de 600 °C a la punto de transformación de Aci : C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3) > 0.43 (1) Ti x N < 0.0002 - 0.0006 x Si (2) en donde C, Mn, Cr, Mo, Ti, N y Si en las fórmulas (1) y (2) representan el porcentaje de masa de los elementos respectivos . (2) Un método para producir un tubo de acero sin costuras, que comprende los pasos de hacer un tubo calentando un tocho de acero, que tiene una composición química sobre la base del porcentaje de masa, C: 0.15 a 0.20%, Si: no menor que 0.01% a menor que 0.15%, Mn: 0.05 a 1.0%, Cr : 0.05 a 1.5%, Mo: 0.05 a 1.0%, Al: no más que 0.10%, V: 0.01 a 0.2%, Ti: 0.002 a 0.03%, B: 0.003 a 0.005% y N: 0.002 a 0.01%, y además, uno o más elementos seleccionados de entre Ca : 0.0003 a 0.01%, Mg: 0.0003 a 0.01% y REM: 0.0003 a 0.01% con la condición de que se cumpla con las siguientes fórmulas (1) y (2) , siendo el equilibro Fe y las impurezas, en donde el contenido de P no es mayor que 0.025%, el contenido de S no es mayor que 0.010% y el contenido de Nb es menor que 0.005% entre las impurezas, para una temperatura de 1000 a 1250°C seguido por la laminación para producción de tubos en una temperatura de laminación a medidas finales ajustada a 900 a 1050 °C, y después sometiendo a temple general instantáneo el tubo de acero resultante directamente desde una temperatura no inferior que la punto de transformación de Ar3 seguido por temple general instantáneo en una gama de temperatura de 600 °C a la punto de transformación de Aci, o en lugar de lo anterior después de la laminación para fabricación de tubos, calentando complementariamente el tubo de acero resultante en una gama de temperatura desde la punto de transformación de Ac3 a 1000°C en línea, y después someter a temple general instantáneo el mismo a partir de una temperatura no inferior que la punto de transformación de Ar3 seguida por revenido en una gama de temperatura de 600 °C a la punto de transformación de ACi : C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3) > 0.43 (1) Ti x N < 0.0002 - 0.0006 x Si (2) en donde C, Mn, Cr, Mo, Ti, N y Si en las fórmulas (1) y (2) anteriores representan el porcentaje de masa de los elementos respectivos . En lo sucesivo, las invenciones (1) y (2) antes mencionadas relacionadas con los métodos para producir un tubo de acero sin costuras se denominan como "la presente invención (1)" y "la presente invención (2) " , respectivamente. Éstas en ocasiones conjuntamente se denominan como la "presente invención" . El término "REM" se utiliza en la presente invención como el nombre general de 17 elementos incluyendo Se, Y y lantanoide, y el contenido de REM significa la suma del contenido de los elementos mencionados. EFECTOS DE LA INVENCIÓN De acuerdo con la presente invención, un tubo de acero sin costuras que tiene una microestructura martensítica revenida uniforme y fina con granos de austenita finos y con tamaño de grano número de no menor que 7, y que tiene una gran resistencia y excelente tenacidad así como también un elevado límite de alargamiento y excelente resistencia de SSC, se puede producir por el medio eficiente y es capaz de realizar ahorros de energía. MEJORES MODOS PARA REALIZAR LA INVENCIÓN A fin de aumentar la resistencia de SSC, es necesario aumentar el límite de alargamiento. Por lo tanto, los presentes inventores primero hicieron investigaciones con respecto a las influencias de los elementos constituyentes sobre el límite de alargamiento de productos de acero templados de manera general instantánea. Como resultado, las siguientes conclusiones (a) a (e) se obtuvieron. (a) El límite de alargamiento de un producto de acero que tiene una microestructura sometida a temple general instantáneo y revenida tiene una influencia considerablemente mayor por el contenido C, y cuando el contenido de C se reduce, el límite de alargamiento generalmente aumenta. (b) Incluso si el contenido de C solamente se reduce, una microestructura uniforme sometida a temple general instantáneo no puede obtenerse ya que la endurecibilidad se deteriora, y el límite de alargamiento no puede elevarse suficientemente. (c) La endurecibilidad reducida debida a la reducción del contenido de C puede aumentarse agregando B a fin de realizar su segregación en los límites de granos. Sin embargo, esto por si solo no es suficiente de manera que la adición simultánea de Mn, Cr y Mo, cada uno en un nivel apropiado de contenido, es indispensable. (d) Cuando el valor de la fórmula "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" se fija en no menos que 0.43, se puede obtener una microestructura en temple general instantáneo uniforme en las instalaciones generales de proceso de temple general instantáneo para tubos de acero. En la fórmula anterior, C, Mn, Cr y Mo representan el porcentaje de masa de los elementos respectivos. (e) Cuando el valor de la fórmula anterior no es menor que 0.43, la dureza en una posición 10 mm a partir del extremo sometido a temple general instantáneo en una prueba de Jominy excede la dureza correspondiente a una relación de martensita de 90% y se puede asegurar de manera satisfactoria la endurecibilidad. El valor mencionado de preferencia se fija en no menos que 0.45 y de mayor preferencia en no menos que 0.47. Las investigaciones anteriores revelaron de ese modo que incluso cuando límite aparente de fluencia excede 759 MPa (110 ksi) , la dureza se puede mantener a un nivel bajo y se puede asegurar la excelente resistencia de SSC si el límite de alargamiento se aumenta.

Por lo tanto, a fin de aumentar la eficiencia de la producción, los productos de acero se calientan, perforan, alargan, laminan y finalmente se laminan en una temperatura de laminación a medida final no inferior que la punto de transformación de Ar3. Después los tubos de acero resultantes se sometieron a temple general instantáneo en línea a partir de una temperatura no inferior que el punto de transformación de Ar3 y se revinieron adicionalmente, y las propiedades de los tubos obtenidas se examinaron. Como resultado, se reveló que en caso de los tratamientos de temple general instantáneo en línea, donde estos tubos de acero se laminaron a medidas finales en una temperatura no inferior que la punto de transformación de Ar3y tienen un límite aparente de fluencia que excede 759 MPa (110 ksi) se sometieron a un tratamiento de temple general instantáneo directo al mismo tiempo que la temperatura de los mismos no era inferior a la punto de transformación de Ar3/ ó donde esos tubos se calentaron complementariamente en un horno de calentamiento suplementario fijado en la punto de transformación de Ar3 ó superior y después se sometieron a temple general instantáneo, tal proceso para elaborar los granos más finos por repeticiones de transformación y transformación inversa que se encuentran en el tratamiento de temple general instantáneo fuera de línea está ausente. Por lo tanto, en caso del tratamiento de temple general instantáneo en línea mencionado, el tamaño de los granos de austenita aumenta y la tenacidad se deteriora en algunos casos . Consecuentemente, los presentes inventores llegaron a la conclusión de que a fin de obtener un tubo de acero, que tiene alta resistencia que límite aparente de fluencia supera 759 MPa (110 ksi) , y que también tiene excelente tenacidad por medio de un proceso de laminación para fabricación de tubos y temple general instantáneo, es necesario hacer que los granos de austenita sean muy finos después de que se termina la laminación para fabricación de tubos . Después, los presentes inventores realizaron investigaciones intensivas en la búsqueda de un método para hacer que los granos de austenita fueran más finos en el tratamiento de temple general instantáneo en línea donde el tratamiento de laminación para fabricación de tubos y de temple general instantáneo se termina en rangos de alta temperatura. Como resultado, se obtuvieron primero las siguientes conclusiones (f) y (g) . (f) A fin de hacer que los granos de austenita sean muy finos en el tratamiento de temple general instantáneo en línea, es necesario dispersar finamente las partículas capaces de mostrar un efecto de empastado en los contornos de grano incluso a altas temperaturas. (g) TiN, que se disuelve difícilmente incluso a altas temperaturas y difícilmente se vuelve en grano grueso, puede ser utilizado en las partículas de empastado antes mencionadas. Es decir, cuando TiN se dispersa finamente durante calentamiento con anterioridad a la laminación para fabricación de tubos a partir de un tocho de acero, es posible que presente granos de austenita más finos en el tubo de acero antes del tratamiento de temple general instantáneo en línea. Entonces, para investigación adicional en la búsqueda de un método para dispersarse TiN, los tochos de acero que contienen diversos componentes se utilizaron y examinaron para verificar las cantidades de TiN precipitado. Es decir, las muestras de prueba para análisis de residuos de extracción y réplicas de extracción se tomaron de la parte central de cada uno de los tochos de acero, se fundieron por medio de una máquina de fundición continua utilizando una afección de redondeo por molde, denominado "tochos de CC redondos" y las cantidades del TiN precipitado y el estado de dispersión de los mismos se examinaron a través de un análisis de residuos por extracción y se realizaron observaciones a través de un microscopio electrónico. Como resultado, se obtuvieron las siguientes conclusiones (h) e (i) • (h) Para la dispersión fina del TiN en el momento de calentamiento antes de la laminación para elaboración de tubos a partir de tochos de acero, es importante que la composición del acero contenga grandes cantidades de Ti y N. Sin embargo, la mera adición de Ti y N en grandes cantidades da como resultado nucleación de TiN en un estado de alta temperatura durante la solidificación, lo que da como resultado que los núcleos de TiN se hagan gruesos. (i) No solamente el contenido de Ti y N, sino también que el contenido de Si ejerce una gran influencia en la cantidad de TiN precipitado y por lo mismo, al controlar el contenido de Si, es posible evitar la formación y el engrosamiento de TiN durante la solidificación, al mismo tiempo que se permite que Ti y N aparezcan en grandes cantidades. Es decir, incluso cuando los aceros tienen el mismo contenido de Ti y N, la cantidad de TiN precipitado en los tochos de acero si haya un menor de contenido de Si en el acero; el TiN existe en la forma de un estado supersaturado en los tochos de acero. Esto se presume que se debe a la inhibición de la formación y multiplicación de TiN al momento de solidificación por el contenido reductor de Si. A continuación, los presentes inventores se utilizaron tochos de acero (tocho redondos de CC) que contienen varias cantidades de TiN precipitado, calentados y perforados y después sometidos a laminación para preparación de tubos y que fueron examinados para los tamaños de grano de austenita después del tratamiento de temple general instantáneo en línea. Como resultado, se obtuvo la siguiente conclusión (j ) . (j) Mientras más pequeña la cantidad de TiN precipitado en los tochos de acero, menor el tamaño de grano de la austenita después del tratamiento de temple general instantáneo en línea. Esto se debe al hecho de que el TiN empieza a precipitarse en la temperatura más baja en el momento en que la temperatura de los tochos de acero que contienen Ti y N disueltos antes de la laminación para preparación de tubos se eleva a partir de la temperatura ambiente a altas temperaturas, y se dispersa finamente y funciona efectivamente como partículas de empastado. El TiN es estable en la fase de la austenita y no se disolverá en la matriz incluso a altas temperaturas, de manera que produce de manera estable y confiable el efecto de partículas de empastado . Como resultado, los presentes inventores llegaron a la conclusión de que a fin de hacer los granos de austenita más finos en el proceso de temple general instantáneo en línea, es importante utilizar tochos de acero en pequeñas cantidades de TiN precipitado, es decir tochos de acero en los cuales Ti y N se disuelven cada uno en un estado supersaturado . Por lo tanto, los presentes inventores hicieron exámenes adicionales detallados con respecto a la relación entre el contenido de Ti, N y Si y las cantidades de Ti y N disueltas en tochos de acero. Como resultado, se obtuvo la siguiente conclusión (k) . (k) A fin de hacer los granos de austenita suficientemente finos por medio de tratamiento de temple general instantáneo en línea, es necesario que el tocho de acero cumpla con la siguiente fórmula (2), en la cual Ti, N y Si representan el porcentaje de masa de los elementos respectivos : Ti x N < 0.0002 - 0.0006 x Si (2) Los presentes inventores se examinaron además las influencias de los elementos de aleación y la temperatura de calentamiento del lingote de acero antes de la laminación sobre la tenacidad y resistencia de SSC de un producto de acero que se produce mediante el tratamiento de temple general instantáneo en línea y el proceso de revenido. Un ejemplo de los resultados obtenidos es el siguiente . Primero, cada uno de los aceros A a C que tienen composiciones químicas que aparecen en la Tabla 1 se fundió utilizando un horno de fundición al vacío de 150 kg y después cada masa fundida se fundió en un molde en forma de prisma tetregonal en el cual cada lado era de 200 mm de longitud produciendo un lingote de acero.

Tabla 1 Una muestra cilindrica pequeña de prueba con diámetro de 10 mm y longitud de 100 mm se tomó de la porción central superior de cada lingote de acero, obtenido en una dirección de parte superior a parte inferior, para pruebas de residuo por extracción y se sometió al análisis de residuo de extracción, y el contenido de Ti en el residuo se examinó. Además, una muestra de prueba de Jominy se tomó de una parte del lingote de acero y, después de realizar el proceso de antenita a 950 °C, se sometió a la prueba de Jominy, y la endurecibilidad para cada acero se examinó. El valor obtenido restando el contenido de Ti en el residuo del contenido de Ti en cada lingote de acero se muestra como "Ti disuelto" en la Tabla 1. En la columna "fórmula (2 ) " , que concierne al contenido de Ti, N y Si, en la Tabla 1, el caso en donde la fórmula (2) se satisface se indica con el símbolo "0" y el caso donde la fórmula (2) no se satisface se indica con el símbolo "X". En la Tabla 1, el valor de la fórmula "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" ("valor A" en la Tabla 1) y las temperaturas de transformación de Aci, Ac3 y Ar3 también se muestran para cada acero. Además, la dureza de Rockwell C en la posición de 10 mm del extremo de temple general instantáneo en la prueba de Jominy (JHRC10) de cada acero A a C y el valor pronosticado de dureza de Rockwell C en la relación de martensita al 90% que corresponde al contenido C de cada acero se muestran en la Tabla 1. La posición 10 mm del producto sometido a temple general instantáneo en la prueba Jominy corresponde a un índice de enfriamiento de más o menos 20°C /segundos. El valor pronosticado de la dureza de Rockwell C en la relación de martensita de 90% con base en el contenido C se proporciona mediante " (C% x 58) + 27" como se muestra en el documento que se indica a continuación: J.M. Hodge y M.A. Orehoski : "Relación entre Endurecibilidad y martensita porcentual en algunos aceros de baja aleación", Trans. AIME, 167 (1946), pp . 627-642. A continuación el resto del lingote de acero se divide en 5 porciones, las cuales se sometieron a un termotratamiento de homogenización en diversas temperaturas dentro del rango de 1000 a 1300°C durante 2 horas, como se muestra en la Tabla 2, y después se transfirieron inmediatamente a un laminador en caliente y se laminaron en caliente para chapas de acero de 16 mm de espesor en una temperatura de laminación a medidas finales de no menos que 950 °C. Cada chapa de acero laminada en caliente se transfirió después a un horno de calentamiento antes de que la temperatura superficial de las mismas, fuese menor que el punto de transformación de Ar3 y se les permitió reposar en la misma a 950 °C durante 10 minutos para calentamiento complementario, y después se insertaron y se sometieron a temple general instantáneo en agua en un tanque de agua agitador de 930°C. Las muestras de prueba para la observación de la microestructura se cortaron de las chapas de acero así obtenidas como condición de temple general instantáneo en agua y se midieron para el tamaño de grano de la austenita de acuerdo con el método E 112 de ASTM. El resto de cada chapa de acero se sometió a un tratamiento de revenido de homogenización a una temperatura de 690°C ó 700°C durante 30 minutos, como se muestra en la Tabla 2.

Tabla 2 Después, piezas de prueba No. 4 para pruebas de tracción reguladas en JIS Z 2201 (1998) y piezas de prueba ranuras en V con 10 mm de ancho reguladas en JIS Z 2202 (1998) se cortaron de la parte central (en la dirección del espesor de la chapa) de cada chapa de acero revenida en la dirección de la laminación y se examinaron las propiedades traccionales y la tenacidad. Es decir, el límite aparente de fluencia (YS) , resistencia a la tracción (TS) y límite de alargamiento (YR) se midieron mediante pruebas de tracción a temperatura ambiente. Además, pruebas de resiliencia de Charpy se llevó a cabo para determinar el punto de transición energética (vTE) . Además, las muestras de prueba de varillas redondas con diámetro 6.35 mm y longitud de 25.4 mm se cortaron de la parte central (en la dirección del espesor de la chapa) de cada chapa de acero después de revenido en la dirección paralela a la dirección de laminación, y las pruebas para resistencia de SSC se llevaron a cabo de acuerdo con el método NACE-TM-0177-A-96. Es decir, la tensión crítica (tensión máxima aplicada sin ocasionar ruptura en un tiempo de prueba de 720 horas, mostrada por la relación' con el límite aparente de fluencia real de cada chapa de acero) se midió en la circunstancia de solución acuosa de 0.5% de ácido acético + 5% de cloruro de sodio saturada con sulfuro de hidrógeno de la presión parcial de 101325 Pa (1 atm) a 25°C.

El número de tamaño de grano de austenita de cada chapa de acero en condición de temple general instantáneo con agua y las propiedades traccionales, tenacidad y resistencia de SSC de cada chapa revenida se muestran en la Tabla 2. El acero A satisface la fórmula (2) proporcionada anteriormente, como se muestra en la Tabla 1, y el contenido de Ti disuelto en el lingote de acero del mismo es elevado. Por lo tanto, es posible obtener TiN se precipite lo suficientemente fino por calentamiento con anterioridad a la laminación y, como se muestra en la Tabla 2, bajo las marcas 1 a 4, los granos de austenita se hicieron más finos y excelente tenacidad se obtuvo empleando una temperatura de calentamiento de 1000 a 1250°C antes de la laminación. Además, como se muestra en la Tabla 1, el acero A satisface en la fórmula (1) que se da en lo sucesivo, de manera que incluso cuando se austeniza a 950 °C y se somete a temple general instantáneo, una microestructura martensítica con proporción de martensita de no menos que 90% se puede garantizar y el límite de alargamiento también es elevado, por lo tanto la resistencia de SSC es excelente. El acero B no satisface la fórmula (2) proporcionada anteriormente, como se muestra en la Tabla 1, y el contenido de Ti disuelto en el lingote de acero del mismo es bajo. Por lo tanto, el calentamiento anterior a la laminación no consigue que el TiN se precipite en una medida suficiente y, como se muestra en la Tabla 2, los granos de austenita se hacen gruesos, de manera que el punto de transición energética (vTE) es alta y la tenacidad es baja. El acero C satisface la fórmula (2) proporcionada anteriormente, como se muestra en la Tabla 1, y el contenido de Ti en el lingote de acero del mismo es alto. Por lo tanto, es posible hacer que TiN se precipite de manera lo suficientemente fina calentándolo con anterioridad a la laminación y, como se muestra en la Tabla 2 bajo las marcas 1 a 4, los granos de austenita se hicieron más finos empleando una temperatura de calentamiento de 1000 a 1250°C antes de laminación. Sin embargo, como se muestra en la Tabla 1, el valor A, principalmente el valor de la fórmula representada por "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" es 0.391, que no satisface la fórmula (1) proporcionada anteriormente, de manera que la endurecibilidad es insuficiente. Por lo tanto, el acero C es inferior en resistencia de SSC, como se muestra en la Tabla 2. El TiN finamente dispersado tiende fácilmente a aglutinarse y a hacerse grueso a 1300°C. Por lo tanto, cuando la temperatura de calentamiento antes de laminación fue de 1300°C, todos los granos de acero A a C se engrosaron. El motivo para especificar la composición química del tocho de acero que es la materia prima de un tubo de acero sin costura en la presente invención se describirá ahora en detalle. C: 0.15 a 0.20% C es un elemento efectivo para aumentar de manera económica la resistencia del acero. Sin embargo, con el contenido de C de menos que 0.15%, un tratamiento de revenido a baja temperatura debe realizarse para obtener una resistencia deseada, que ocasiona un deterioro en la resistencia de SSC ó la necesidad de adición de una gran cantidad de elementos costosos para garantizar la endurecibilidad. Por otro lado, con el contenido de C que excede 0.20%, el límite de alargamiento se reduce, y cuando se obtiene un límite aparente de fluencia deseado, se ocasiona un aumento en la dureza que deteriora la resistencia de SSC. Y además, la tenacidad también se deteriora debido a la presencia de carburos en grandes cantidades. En consecuencia, el contenido de C se fija en 0.15 a 0.20%. El límite preferido del contenido de C es 0.15 y 0.18% y los límites de mayor preferencia del mismo son 0.16 a 0.18%. Si: no menos que 0.01% a menos que 0.15% Si es un elemento que aumenta la endurecibilidad del acero para aumentar la resistencia además de un efecto de desoxidación, y un contenido de 0.01% ó más se requiere. Sin embargo, cuando el contenido de Si es 0.15% ó más, el TiN grueso empieza a precipitarse, afectando en forma adversa la tenacidad. Por lo tanto, el contenido de Si se fija en no menos que 0.01% a menos que 0.15%. Los límites preferibles del contenido de Si son 0.03 y 0.13%, y de mayor preferencia 0.07 y 0.12%. Mn: 0.05 a 1.0% Mn es un elemento que aumenta la endurecibilidad del acero para aumentar la resistencia además de un efecto de desoxidación y un contenido de 0.05% ó más se requieren. Sin embargo, con el contenido de Mn supera 1.0%, se deteriora 1 resistencia de SSC. En consecuencia, el contenido de Mn se fija a 0.05 a 1.0%. Cr: 0.05 a 1.5% Cr es un elemento efectivo para aumentar la endurecibilidad del acero, y se requiere un contenido de 0.05% ó más a fin de mostrar este efecto. Sin embargo, cuando el contenido de Cr excede de 1.5%, la resistencia de SSC se deteriora. Por lo tanto, el contenido de Cr se fija en 0.05 a 1.5%. El límite preferible del contenido de Cr es 0.2 a 1.0%, y de mayor preferencia es 0.4 a 0.8%. Mo: 0.05 a 1.0% Mo es un elemento efectivo para aumentar la endurecibilidad del acero para garantizar una gran resistencia y para aumentar la resistencia de SSC. A fin de obtener estos efectos, es necesario controlar el contenido de Mo a 0.05% ó más. Sin embargo, con el contenido de Mo excede 1.0%, carburos gruesos se forman en el área de contorno de austenita que deteriora la resistencia de SSC. Por lo tanto, el contenido de Mo de 0.05 a 1.0% se requiere. El límite del contenido de Mo es 0.1 a 0.8%. Al: no más que 0.10% Al es un elemento que tiene un efecto de desoxidación y es efectivo para aumentar la tenacidad y manipulación en el trabajo. Sin embargo, cuando el contenido de Al excede de 0.10%, aparecen increíblemente sojas. En consecuencia, el contenido de Al se fija en no más de 0.10%. Aunque el límite inferior del contenido de Al no se fija particularmente ya que el contenido puede estar a un nivel de impureza, el contenido de Al de preferencia se fija no menos que 0.005%. El margen preferible del contenido de Al es 0.005 a 0.05%. El contenido de Al mencionado en el presente significa el contenido de Al soluble en ácido (lo que denominamos "sol.Al") . V: 0.01 a 0.2% V se precipita como carburos finos en el momento de revenido, y de ese modo aumenta la resistencia. A fin de obtener este efecto, es necesario controlar el contenido de Mo en 0.01% ó más. Sin embargo, cuando el contenido de V excede 0.2%, los carburos de V se forman en cantidades excesivas y ocasionan un deterioro en la tenacidad. Por lo tanto, el contenido de V se fija en 0.01 a 0.2%. El límite preferible del contenido de V es 0.05 a 0.15%.

Ti: 0.002 a 0.03% Ti fija el N en el acero como un nitruro y hace que B esté presente en un estado disuelto en la matriz al momento de temple general instantáneo para que éste origine un efecto mejorador de endurecibilidad. Además, en una laminación para fabricación de tubos en línea y el proceso de temple general instantáneo, Ti se precipita como TiN fino de manera abundante en el paso de calentamiento con anterioridad a la laminación para la fabricación de tubos y tiene un efecto de hacer que los granos de austenita sean más finos. A fin de obtener estos efectos de Ti, es necesario controlar el contenido de Ti en 0.002% ó más. Sin embargo, cuando el contenido de Ti es 0.03% ó más, este presenta un nitruro grueso, que resulta en el deterioro de la resistencia de SSC. En consecuencia, el contenido de Ti se fija en 0.002 a 0.03%. El límite preferible del contenido de Ti es 0.005 a 0.025%. B: 0.0003 a 0.005% B tiene un efecto mejorador de endurecibilidad. Aunque dicho efecto de B puede obtenerse con un contenido en un nivel de impureza, el contenido de B de preferencia se fija en 0.0003% ó más a fin de obtener un efecto más notable. Sin embargo, cuando el contenido de B excede 0.005%, se deteriora la tenacidad. Por lo tanto, el contenido de B se fija en 0.0003 a 0.005%. El margen preferible del contenido de B es 0.0003 a 0.003%.

N: 0.002 a 0.01% En un proceso de laminación para fabricación de tubos y temple general instantáneo en línea, N se precipita como TiN abundantemente en el paso de calentamiento anterior a la laminación para fabricación de tubos y tiene un efecto de hacer que los granos de austenita sean más finos . A fin de obtener tal efecto de N, es necesario controlar el contenido de N a 0.002% ó más. Sin embargo, cuando el contenido de N aumenta, en particular cuando el contenido de N excede 0.01%, éste ocasiona AlN y TiN gruesos y, además, forma BN junto con B y ocasiona una disminución en la cantidad de B disuelto en la matriz, deteriorando así en forma marcada la endurecibilidad. Por lo tanto, el contenido de N se fija en 0.002 a 0.01%. El valor de la fórmula representada por "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" no es menor que 0.43. La presente invención sirve para aumentar el límite de alargamiento limitándose a fin de aumentar la resistencia de SSC. En consecuencia, si los contenidos de Mn, Cr y Mo no se ajustan de acuerdo con el ajuste del contenido de C, la endurecibilidad se menoscaba para deteriorar más bien la resistencia de SSC. Por lo tanto, a fin de garantizar la endurecibilidad, los contenidos de C, Mn, Cr y Mo deben fijarse de manera que el valor de la fórmula representada por "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" no sea menor que 0.43, principalmente de manera que la fórmula (1) se observe. El valor preferible de la fórmula representada por "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" no es menor que 0.45 y el valor más preferible no es menor que 0.47. El valor de la fórmula representada por "Ti x N" : menor que el valor de la fórmula representada por "0.002 -0.0006 x Si" . En un proceso de laminación para fabricación de tubos y temple general instantáneo en línea, es necesario que TiN se disperse finamente para hacer que los granos de austenita sean más finos. Después, a fin de hacer que TiN se disperse finamente, es necesario inhibir la generación de TiN en acero fundido y por lo mismo inhibir la formación y engrosamiento de TiN en la ocasión de solidificación al mismo tiempo que se permite que TiN y N continúen abundantemente en el acero fundido. Aunque TiN en acero fundido prolifera muy rápidamente para producir partículas gruesas, Si repulsivamente actúa en Ti y, cuando el contenido de Si es alto, la actividad de Ti aumenta, por lo mismo cuando la generación de TiN se vuelve sencilla. En otras palabras, es posible inhibir la generación de TiN en acero fundido manteniendo el contenido de Si en niveles inferiores incluso cuando el contenido de Ti y N son elevados. Y, cuando el valor de la fórmula representada "Ti x N" es más bajo que el valor de la fórmula representada por "0.002 - 0.0006 x Si", principalmente cuando la fórmula (2) se satisface, es posible que TiN se disperse finamente de manera abundante. En la presente invención, es necesario restringir el contenido de P, S y Nb entre las impurezas de la siguiente manera . P: no más que 0.025% P es una impureza del acero, que ocasiona un deterioro en tenacidad resultado de segregación del área de contorno. Particularmente cuando el contenido de P excede 0.025%, la tenacidad se deteriora notablemente y la resistencia de SSC también se deteriora notablemente. Por lo tanto, es necesario controlar el contenido de P a no más que 0.025%. El contenido de P de preferencia se fija en no más de 0.20% y con mayor preferencia, no más que 0.015%. S: no más que 0.010% S también es una impureza del acero y cuando el contenido de S supera 0.010%, la resistencia de SSC se deteriora gravemente. En consecuencia, el contenido S se fija a no más que 0.010%. El contenido de S de preferencia se fija no más que 0.005%. Nb: menos que 0.005% La solubilidad de Nb en un acero depende en gran medida de la temperatura entre 800 y 1100°C. Por lo tanto, Nb induce la formación de una austenita de grano mixto o, en un proceso de línea de laminación para preparación de tubos y temple general instantáneo, por lo tanto ocasiona variaciones de resistencia debido a la heterogeneidad de los precipitados como resulta de la ligera diferencia de temperatura. En particular cuando el contenido de Nb es 0.005% ó más, las variaciones de resistencia se vuelven notables. Por lo tanto, el contenido de Nb se fija a menos que 0.005%. Es preferible que el contenido Nb sea lo más bajo posible. A partir de los motivos anteriores, la composición química del tocho de acero que es una materia prima de tubo de acero sin costuras en el método para producir tubo sin costuras con relación a la presente invención (1) se reguló como una que contiene los elementos antes mencionados de C a N en los rangos respectivos de contenido y satisface las fórmulas (1) y (2) dadas anteriormente, siendo el balance Fe y las impurezas, en donde el contenido de P no es más que 0.025%, el contenido de S no es más que 0.010% y el contenido de Nb es menor que 0.005% entre las impurezas. La composición química del tocho de acero, que es una materia prima de un tubo de acero sin costuras en el método para producir un tubo sin costuras, con relación a la presente invención, puede contener selectivamente uno o más elementos seleccionados entre Ca : 0.0003 a 0.01%, Mg: 0.0003 a 0.01% y REM: 0.0003 a 0.01%. Es decir, uno o más elementos de los Ca, Mg y REM antes mencionados se pueden agregar al mismo como elementos aditivos adicionales.

Los elementos aditivos opcionales se describen como sigue : Ca: 0.0003 a 0.01%, Mg: 0.0003 a 0.01% y REM: 0.0003 a 0.01% Cada uno de Ca, Mg y REM, si se agregan, tiene el efecto de aumentar la resistencia de SSC al reaccionar con S en el acero para formar un sulfuro aumentando así la forma de impureza. Sin embargo, cuando el contenido de cada uno es menor que 0.0003%, tal efecto no puede obtenerse. Por otro lado, cuando el contenido de cada uno excede 0.01%, conforme a la cantidad de impurezas en el acero aumenta, por lo mismo el índice de limpieza del acero se deteriora y la resistencia de SSC más bien se deteriora. Por lo tanto, si Ca, Mg y REM se agregan, los contenidos de los mismos se fija cada uno de preferencia en 0.0003 a 0.01%. Los Ca, Mg y REM anteriores se pueden agregar solos o en combinación de dos o más de los mismos . Como ya se mencionó anteriormente, el término "REM" es el nombre general de 17 elementos que incluye Se, Y y lantanoide y el contenido de REM significa la suma del contenido de dichos elementos. A partir del motivo anterior, la composición química del tocho de acero que es una materia prima de un tubo de acero sin costuras en el método para producir un tubo sin costuras con relación a la presente invención (2) se reguló como una que contiene los elementos antes mencionados a partir de C a N en los rangos de contenidos respectivos, y además, uno o más elementos seleccionados entre Ca : 0.0003 a 0.01%, Mg: 0.0003 a 0.01% y REM: 0.0003 a 0.01%, y satisface las fórmulas (1) y (2) que se dan anteriormente, siendo el balance Fe y las impurezas, en donde el contenido de P no es mayor que 0.025%, el contenido de S no es mayor que 0.010% y el contenido de Nb es menor que 0.005% entre las impurezas. El método para producir un tubo de acero sin costuras con relación a la presente invención se caracteriza en la temperatura de calentamiento del tocho de acero, la temperatura de laminación a medidas finales y el termotratamiento después del final de la laminación. Cada uno se describirá a continuación. (A) Temperatura de calentamiento de tocho de acero La temperatura para calentar el tocho de acero con anterioridad a la laminación para elaboración de tubos de preferencia es lo más baja posible. Sin embargo, cuando la temperatura es menor que 1000°C, el mandril perforador se daña gravemente y la producción en masa en una escala industrial se vuelve imposible. Por otro lado, cuando la temperatura está arriba de 1250°C, las partículas de TiN una vez finamente dispersadas en el rango de temperatura inferior aumentan de la manera de maduración de Ostwald y rápidamente se aglutinan y tienden a engrosarse y, como resultado, su efecto de fijación se deteriora. Por lo tanto, la temperatura para calentar el tocho de acero con anterioridad a la laminación para preparación de tubos se fija a 1000 para 1250°C. La temperatura de calentamiento del tocho de acero de preferencia se fija en 1050 a 1250°C y más preferiblemente se fija en 1050 a 1150°C. No es necesario imponer ninguna condición particular con respecto al calentamiento del tocho de acero para el rango de temperatura antes mencionado con anterioridad a la laminación para preparación de tubos. Sin embargo, cuando el índice de calentamiento es bajo, TiN se precipita finamente en el lado de la temperatura baja y esto crea granos suficientemente finos y, por lo tanto, el calentamiento de preferencia se lleva a cabo a una velocidad de calentamiento de no más de 15°C/minutos . También es apropiado emplear un patrón de calentamiento de dos pasos del tocho de acero durante el calentamiento desde temperatura ambiente a una temperatura entre el punto de transformación de Aci al punto de transformación Ac3 ó una temperatura en la cercanía de los mismos, por un tiempo a fin de dispersar finamente el TiN y después calentarlo a la temperatura de calentamiento deseada. Además, el proceso que somete al tocho de acero a un tratamiento de precalentamiento en el rango de temperatura entre 600°C y el punto de transformación de Ac3 a fin de dispersar finamente el TiN en la región de ferrita, después enfriando el tocho de acero a temperatura ambiente, y de nuevo calentando el tocho de acero a la temperatura de calentamiento predeterminada con anterioridad a la laminación para la elaboración de tubos, también es adecuado. El tocho de acero, que sirve como materia prima para un tubo de acero sin costuras, sólo se requiere que contenga el Ti disuelto de manera abundante. El método para producir el mismo no está particularmente restringido. Sin embargo, a fin de obtener abundantemente el TiN disuelto es preferible emplear un proceso de elaboración de tocho de acero en donde la velocidad de enfriamiento es elevada. Por lo tanto, por ejemplo, el tocho de acero de preferencia se produce en equipo de fundición continua utilizando un molde redondo en sección, principalmente el denominado "equipo de CC redondo" . (B) Temperatura de laminación a medidas finales Cuando la temperatura de laminación a medidas finales es inferior a 900°C, la resistencia de deformación del tubo de acero se incrementa excesivamente y la producción en masa en una escala industrial se vuelve imposible. Por otro lado, a una temperatura superior que 1050°C, el engrosamiento de los granos se lleva a cabo y da como resultado una recristalización durante la laminación. Por lo tanto, es necesario que la temperatura de laminación a medidas finales se fije en 900 a 1050°C.

Si la temperatura de laminación a medidas finales se fija en 900 a 1050°C, el método para laminar un tubo de acero sin costuras no es particularmente restringido. Desde el punto de vista de garantizar la eficiencia de gran producción, por ejemplo, la perforación, el alargamiento y la laminación de preferencia se lleva a cabo por el método de fabricación de tubos por mandril de Mannesmann a fin de crear la conformación final . (C) Termotratamiento complementario El tubo de acero, después del final de la laminación para preparar tubos en la temperatura de laminación a medidas finales mencionada anteriormente bajo (B) , puede someterse a temple general instantáneo desde una temperatura de no menos que el punto de transformación de Ar3. Sin embargo, es preferible llevar a cabo el calentamiento complementario en línea de manera que la homogeneidad del calentamiento pueda garantizarse en las direcciones de la longitud y el grosor del tubo de acero después de terminar la laminación para fabricación de tubos. Cuando la temperatura de calentamiento complementaria es inferior que el punto de transformación de Ac3, la ferrita se precipita y hace que la microestructura sea heterogénea. Por otro lado, cuando la temperatura de calentamiento complementaria es superior que 1000°C, el engrosamiento de los granos avanza. Por lo tanto, la temperatura en el calentamiento complementario en línea se fija en la gama desde el punto de transformación de Ac3 a 1000 °C. La temperatura de calentamiento complementaria preferible va desde el punto de transformación de Ac3 a 950 °C. Incluso cuando el tiempo de calentamiento complementario es más o menos 1 a 10 minutos, se puede asegurar calentamiento suficientemente homogéneo a lo largo de toda la longitud del tubo de acero. (D) Temple general instantáneo y revenido El tubo de acero después de pasar a través de los pasos (A) y (B) anteriores o (A) a (C) anteriores, se somete a temple general instantáneo a partir de una temperatura no inferior que el punto de transformación de Ar3. El temple general instantáneo se lleva a cabo en una velocidad de enfriamiento suficiente para hacer que todo el espesor de la pared del tubo tenga una microestructura martensítica. El enfriamiento con agua generalmente se adapta. Después del tratamiento de temple general instantáneo, se lleva a cabo el tratamiento de revenido en la gama de temperatura desde 600°C al punto de transformación de Aci. Cuando la temperatura de revenido es inferior que 600°C, la resistencia de SSC se deteriora ya que la cementita, que se precipita durante el revenido, es acicular. Por otro lado cuando la temperatura de revenido es superior que el punto de transformación de Ael, la fase madre se somete parcialmente a transformación invertida para crear una microestructura heterogénea, de manera que la resistencia de SSC se deteriora. El tiempo de revenido normalmente es 10 a 120 minutos, sin embargo depende del grosor de la pared del tubo. La presente invención se describirá en mayor detalle con referencia a los ejemplos. EJEMPLOS Tochos de acero (tochos de CC redondos) con un diámetro exterior de 225 mm de 21 clases de acero D a X, con composiciones químicas respectivas que aparecen en la Tabla 3 se produjeron por método de fundición continua. En la Tabla 3, el valor de la fórmula "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" ("valor A" de la Tabla 3) y los puntos de transformación Ac1# Ac3 y Ar3 también se muestran para cada tocho de acero. En la columna "fórmula (2 ) " , que muestra los contenidos de Ti, N y Si, en la Tabla 3, en cuyo caso la fórmula (2) se satisface se indica con el símbolo "o" y en el caso en que la fórmula (2) no es satisfecha se indica con el símbolo "x" . Los tubos de acero sin costura, con un diámetro exterior de 244.5 mm y un espesor de pared de 13.8 mm, se produjeron por perforación, alargamiento y laminación con el método de fabricación de tubos de mandril de Mannesmann. La laminación a medida final a fin de crear la forma final se sigue a través de un tratamiento en línea de temple general instantáneo y revenido posterior. La temperatura de calentamiento del tocho de acero, la temperatura de laminación a medidas finales, la temperatura de calentamiento complementario y la temperatura de temple general instantáneo en línea se utilizan como se muestran en la Tabla 4. El tiempo de calentamiento complementario fue de 10 minutos y el temple general instantáneo se llevó a cabo en la forma de enfriamiento rápido en agua. Las condiciones de revenido se ajustaron para cada acero de manera que el límite aparente de fluencia puede encontrarse en la cercanía del límite superior del denominado "tubo de acero clase 110 ksi", principalmente 862 MPa. Es decir, tubos de acero corto obtenidos cortando cada tubo de acero en condición de temple general instantáneo se sometieron a tratamiento de revenido en diversas temperaturas no superiores que el punto de transformación de Aci utilizando un horno de calentamiento de prueba. La relación entre la temperatura de revenido y el límite aparente de fluencia se determinó para cada acero y, con base en la relación obtenida, la temperatura adecuada con un límite aparente de fluencia de más o menos 862 MPa se seleccionó y el revenido se llevó a cabo manteniendo el tubo de acero en la temperatura adecuada por 30 minutos. Al usar cada tubo de acero en condición de temple general instantáneo, el tamaño de grano de austenita se midió y, además, varias muestras de prueba se cortaron de cada tubo de acero después de revenido y se sometieron a las pruebas que se describen a continuación. Las propiedades del tubo de acero sin costuras también se examinaron y la endurecibilidad de cada acero se examinó.

Tabla 3 Tabla 4 [1] Endurecibilidad Una pieza de prueba de Jominy se cortó de cada tocho de acero antes de la laminación para fabricación de tubo, se austenizó a 950 °C y se sometió a la prueba de Jominy. La endurecibilidad se evaluó comparando la dureza C de Rockwell en una posición de 10 mm a partir de un extremo sometido a temple general instantáneo (JHRCio) con el valor de " (C% x 58) + 27", que es el valor pronosticado de la dureza C de Rockwell que corresponde a la proporción de 90% martensita de cada acero. Se determina que el que tiene un JHRCio inferior que el valor de " (C% x 58) + 27" tiene "endurecibilidad excelente" y que el que tiene JHRCio no superior del valor " (C% x 58) + 27" tiene "endurecibilidad inferior" . [2] Tamaño de grano de austenita Las muestras de prueba (15 mm x 15 mm en sección) para observación de microestructuras se tomaron de la porción central (en la dirección de espesor) de cada tubo de acero como condición sometida a temple general instantáneo. Después de pulido tipo espejo de la superficie se grabó al ácido con una solución acuosa saturada de ácido pítrico, realizándose la observación bajo un microscopio óptico para tamaño de grano de austenita y cada número de tamaño de grano de austenita se determinó de acuerdo con el método E 112 de ASTM. [3] Prueba de tracción Una pieza de prueba para tracción circular regulada en norma en 5CT de la API se cortó en dirección longitudinal en cada tubo de acero, y se llevó a cabo una prueba de tracción a temperatura ambiente a fin de medir el límite aparente de fluencia (YS) , la resistencia a la tracción (TS) y el límite de alargamiento (YR) . [4] Prueba de resiliencia Charpy Una pieza de prueba con ranura en V de 10 mm de ancho regulada en JIS Z 2202 (1998) se cortó en la dirección longitudinal de cada tubo de acero, y se llevó a cabo una prueba de resiliencia Charpy a fin de determinar la punto de transición de energía. [5] Prueba de resistencia de SSC Una muestra de prueba de barra redonda con diámetro de 6.35 mm se cortó en la dirección longitudinal de cada tubo de acero, y una prueba de resistencia de SSC se llevó a cabo de acuerdo con el método NACE-TM-0177-A-96. Es decir, el esfuerzo crítico (el esfuerzo máximo aplicado que no ocasiona ruptura en un tiempo de prueba de 720 horas, mostrado por la relación con el límite aparente de fluencia de cada tubo de acero) se midió en la circunstancia de una solución acuosa de 0.5% de ácido acético más + 5% de cloruro de sodio saturada con sulfuro de hidrógeno de la presión parcial de 101325 Pa (1 atm) a 25 °C. La resistencia de SSC se evaluó como excelente cuando la tensión crítica fue 90% ó más del YS . Los resultados del examen también se muestran en la Tabla 5. En la columna "endurecibilidad", cada resultado de la comparación entre JHRCi0 y el valor de " (C% x 58) + 27" se indica por "excelente" o "inferior" con base en los criterios ya mencionados anteriormente. A partir de la Tabla 4, es aparente que los aceros D a U que tienen composiciones químicas reguladas en la presente invención tienen excelente endurecibilidad. Los tubos de acero de la invención de prueba Nos. 1 a 18 que se produjeron utilizando los aceros mencionados bajo las condiciones especificadas en la presente invención tienen granos de austenita finos y alto límite de alargamiento, y además, tienen excelente tenacidad y resistencia de SSC, a pesar de su elevado límite aparente de fluencia de no inferior que 848 MPa. Por el contrario, los tubos de acero comparativos de las pruebas Nos. 19 a 21, que se produjeron bajo las condiciones especificadas en la presente invención utilizando los aceros V a X cuyas composiciones químicas están fuera del rango regulado por la presente invención no obtuvieron excelente resistencia de SSC ni excelente tenacidad al mismo tiempo. Es decir, en la prueba No. 19, el límite de alargamiento es bajo y la resistencia de SSC se deteriora ya que el contenido de C en el acero V utilizado está fuera del rango de composición de acuerdo con la presente invención. En la prueba No. 20, el valor de la fórmula representado por "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" (Valor A) del acero utilizado está fuera del rango especificado por la presente invención y, por lo tanto, ninguna microestructura sometida a temple general instantáneo puede obtenerse y el límite de alargamiento es bajo, por lo que la resistencia de SSC se deteriora. En la prueba No. 21, el acero X utilizado no satisface la fórmula (2) que se da anteriormente. Por lo tanto el tubo de acero tiene un grano de austenita grueso y la tenacidad del mismo se deteriora. Por otro lado, los tubos de acero comparativos de las pruebas Nos. 22 a 24, aunque los aceros D, F y G utilizados tienen las composiciones químicas especificadas de la presente invención, no pueden cumplir con la resistencia de SSC excelente ni con tenacidad excelente al mismo tiempo debido a las condiciones de producción que están fuera de las condiciones reguladas por la presente invención. Es decir, en la prueba No. 22, la temperatura de calentamiento del tocho de acero es demasiada alta superando el límite superior de 1300 °C como se especifica en la presente invención. Por lo tanto el tubo de acero tiene un grano de austenita grueso y la tenacidad del mismo se deteriora . En la prueba No. 23, la temperatura de laminación a medidas finales es 1150 CC, que es demasiado elevada superando el límite superior especificado por la presente invención, de manera que el tubo de acero tiene un grano de austenita grueso y la tenacidad del mismo se deteriora. Además, en la prueba No. 24, la temperatura de calentamiento complementario es 1050 °C que es demasiada alta y excede el límite superior especificado por la presente invención y por ello, el tubo de acero tiene un grano de austenita grueso y la tenacidad del mismo se deteriora. En lo anterior, la presente invención ha sido concretamente descrita con referencia a los ejemplos físicos de la misma, estos ejemplos de ninguna manera limitan el alcance de la presente invención. Debe observarse que cualquier modo de práctica que no esté divulgada en el presente como ejemplo, si satisface los requisitos de la presente invención, cae dentro del alcance de la misma. APLICABILIDAD INDUSTRIAL De acuerdo con la presente invención, un tubo de acero sin costura, que tiene una microestructura martensítica uniforme y está revenida a punto fino con granos de austenita y que tiene un número de tamaño de grano de no menos que 7, y tiene gran resistencia y excelente tenacidad así como un límite de alargamiento elevado y excelente resistencia de SSC se puede producir a bajo costo por medios eficientes y es capaz de realizar ahorros energéticos.

Claims (1)

1. REIVINDICACIONES 1. Un método para producir un tubo de acero sin costuras como que comprende los pasos de hacer un tubo calentando un tocho de acero, que tiene una composición química en la base porcentual de masa, C: 0.15 a 0.20%, Si: no menor que 0.01% a menor que 0.15%, Mn: 0.05 a 1.0%, Cr: 0.05 a 1.5%, Mo: 0.05 a 1.0%, Al: no más que 0.10%, V: 0.01 a 0.2%, Ti: 0.002 a 0.03%, B: 0.003 a 0.005% y N: 0.002 a 0.01%, bajo la condición de que se satisfacen las siguientes fórmulas (1) y (2) , siendo el equilibro Fe y las impurezas, en donde el contenido de P no es mayor que 0.025%, el contenido de S no es mayor que 0.010% y el contenido de Nb es menor que 0.005% entre las impurezas, para una temperatura de 1000 a 1250 °C seguido por laminación para producción de tubos en una temperatura de laminación a medidas finales ajustada a 900 a 1050 °C, y después sometiendo a temple general instantáneo el tubo de acero resultante directamente desde una temperatura no inferior que el punto de transformación de Ar3 seguido por revenido en una gama de temperatura de 600 °C y el punto de transformación de Aci, o en lugar de lo anterior después de la laminación para fabricación de tubos, calentando complementariamente el tubo de acero resultante en una gama de temperatura desde la punto de transformación de Ac3 a 1000°C en línea, y después someter a temple general instantáneo el mismo a partir de una temperatura no inferior que la punto de transformación de Ar3 seguida por revenido en una gama de temperatura de 600 °C y el punto de transformación C + (VSn/ 6) + (Cr/5) + (Mo/3) > 0.43 (1) Ti x N < 0.0002 - 0.0006 x Si (2) en donde C, Mn, Cr, Mo, Ti, N y Si en las fórmulas (1) y (2) anteriores representan el porcentaje de masa de los elementos respectivos . 2. Un método para producir un tubo de acero sin costuras, que comprende los pasos de hacer un tubo calentando un tocho de acero, que tiene una composición química sobre la base del porcentaje de masa, C: 0.15 a 0.20%, Si: no menor que 0.01% a menor que 0.15%, Mn: 0.05 a 1.0%, Cr: 0.05 a 1.5%, Mo: 0.05 a 1.0%, Al: no más que 0.10%, V: 0.01 a 0.2%, Ti: 0.002 a 0.03%, B: 0.003 a 0.005% y N: 0.002 a 0.01%, y además, uno o más elementos seleccionados de entre Ca : 0.0003 a 0.01%, Mg: 0.0003 a 0.01% y REM: 0.0003 a 0.01% con la condición de que se cumpla con las siguientes fórmulas (1) y (2) , siendo el equilibro Fe y las impurezas, en donde el contenido de P no es mayor que 0.025%, el contenido de S no es mayor que 0.010% y el contenido de Nb es menor que 0.005% entre las impurezas, para una temperatura de 1000 a 1250°C seguido por laminación para producción de tubos en una temperatura de laminación a medidas finales ajustada a 900 a 1050 °C, y después sometiendo a temple general instantáneo el tubo de acero resultante directamente desde una temperatura no inferior que la punto de transformación de Ar3 seguido por temple general instantáneo en una gama de temperatura de 600 °C a la punto de transformación de Aci, o en lugar de lo anterior después de la laminación para fabricación de tubos, calentando complementariamente el tubo de acero resultante en una gama de temperatura desde la punto de transformación de Ac3 a 1000CC en línea, y después someter a temple general instantáneo el mismo a partir de una temperatura no inferior que la punto de transformación de Ar3 seguida por revenido en una gama de temperatura de 600 °C a la punto de transformación de Aci : C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3) > 0.43 (1) Ti x N < 0.0002 - 0.0006 x Si (2) en donde C, Mn, Cr, Mo, Ti, N y Si en las fórmulas (1) y (2) anteriores representan el porcentaje de masa de los elementos respectivos . RESUMEN DE LA INVENCIÓN Un tubo de acero sin costuras producido calentando un tocho de acero, que tiene una composición química de C: 0.15 a 0.20%, Si: no menor que 0.01% a menor que 0.15%, Mn: 0.05 a 1.0%, Cr: 0.05 a 1.5%, Mo : 0.05 a 1.0%, Al: no más que 0.10%, V: 0.01 a 0.2%, Ti: 0.002 a 0.03%, B: 0.003 a 0.005% y N: 0.002 a 0.01%, además, opcionalmente uno o más elementos Ca, Mg y REM en una cantidad específica, con la condición de que las condiciones "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3) > 0.43 y Ti x N < 0.0002 - 0.0006 x Si" sean satisfechas, siendo el balance Fe y las impurezas, en donde P < 0.025%, S < 0.010% y Nb < 0.005 % entre las impurezas, en una temperatura de 1000 a 1250 °C seguidos por laminación para fabricación de tubos en una temperatura de laminación a medidas finales de 900 a 1050 °C, y después sometiendo a temple general instantáneo el tubo de acero resultante directamente desde una temperatura no menor que el punto de transformación de Ar3 seguido por revenido en una temperatura que varía entre 600 °C y el punto de transformación de ACi, o en lugar de lo anterior después de la laminación para fabricación de tubos, calentamiento complementario del tubo de acero resultante en una temperatura que varía entre el punto de transformación de Ac3 y 1000 °C en línea, y después sometiéndolo a temple general instantáneo desde una temperatura no inferior que el punto de transformación de Ar3 seguido por revenido en una temperatura que varía entre 600 °C y el punto de transformación de Ad, tiene gran resistencia y excelente tenacidad y al mismo tiempo tiene un elevado límite de alargamiento y es excelente también en resistencia de SSC.