BR102014006157B1

BR102014006157B1 - Tubo de aço em espiral formado por uma pluralidade de tiras soldadas e método para formar um tubo de aço em espiral

Info

Publication number: BR102014006157B1
Application number: BR102014006157-6A
Authority: BR
Inventors: Martín Valdez; Gonzalo Gomez; Jorge Mitre; Bruce A. Reichert
Original assignee: Tenaris Coiled Tubes, Llc
Priority date: 2013-03-14
Filing date: 2014-03-14
Publication date: 2020-03-17
Also published as: US20140272448A1; JP2014208888A; MX360596B; CA2845471C; US10378074B2; EP3845672A1; BR102014006157A2; US11377704B2; RU2014109873A; CN104046918A; US20190360063A1; RU2018127869A3; DK2778239T3; PL2778239T3; RU2018127869A; BR102014006157B8; US10378075B2; EP2778239B1; US20170335421A1; MX2014003224A

Abstract

tubo de aço em espiral formado por uma pluralidade de tiras soldadas e método para formar um tubo de aço em espiral modalidades da presente descrição são direcionadas para tubos de aço em espiral e métodos para rpodução de tubo de aço em espiral. em algumas modalidades, as microestruturas finais dos tubos de aço em espiral através de todas as regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor podem ser homogêneas. adicionalmente, a microestrutura final do tubo de aço em espiral pode ser uma mistura de martensita revenida e bainita.

Description

"TUBO DE AÇO EM ESPIRAL FORMADO POR UMA PLURALIDADE DE TIRAS SOLDADAS E MÉTODO PARA FORMAR UM TUBO DE AÇO EM ESPIRAL" INCORPORAÇÃO POR REFERÊNCIA A QUAISQUER PEDIDOS DE PRIORIDADE [0001] Todo e qualquer pedido para o qual uma reivindicação de prioridade estrangeira ou doméstica seja identificada na Folha de Informações do Pedido como depositado com o presente pedido é, por meio deste, incorporado por referência sob 37 CFR 1.57.

PEDIDO RELACIONADO

[0002] Este pedido é relacionado ao pedido codependente do Titular intitulado TUBO EM ESPIRAL COM PROPRIEDADES MECÂNICAS VARIÁVEIS PARA PERFORMANCE SUPERIOR E MÉTODOS PARA PRODUZIR O MESMO POR UM TRATAMENTO TÉRMICO CONTÍNUO, No. de Série US13/229517, depositado e 9 de setembro de 2011 e publicado como US 2012/0186686 Al em 26 de julho de 2012, a integridade do qual é, por meio deste, incorporado por referência.

ANTECEDENTES

Descrição da Técnica Relacionada [0003] Nos anos recentes, o uso de tubulação em espiral tem sido expandido a aplicações que requerem alta pressão e operações de alcance entendido. Como consequência, existe uma necessidade de produzir uma tubulação em espiral com propriedades de tensão elevadas de forma a resistir a: i) cargas axiais na suspensão ou agrupamento de tiras extensas, e ii) pressões elevadas aplicadas durante o processo.

[0004] A produção padrão de tubulação em espiral usa um material bruto, tiras torcidas a quente com propriedades mecânicas alcançadas através de refinamento microestrutural durante o rolamento. Este refinamento é obtido com o uso de diferentes adições de microligas (Ti, N, V) , bem como uma seleção apropriada de condições de processamento de laminação a quente. O objetivo é controlar a recristalização do material e crescimento de grão para alcançar uma microestrutura ultrafina. O material é limitado no uso de elementos de liga de solução sólida e endurecimento por precipitação, uma vez que o refinamento é o único mecanismo que permite uma alta resistência e dureza, simultaneamente.

[0005] Este material bruto é especificado a cada fornecedor e pode requerer propriedades mecânicas variáveis no aço enrolado a quente de forma a produzir tubos em espiral com propriedades mecânicas variáveis, também. A medida que as propriedades aumentam, o custo de produção e, consequentemente, o custo do material bruto também aumenta. É conhecido que o processo de solda tira-a-tira usado durante a montagem da "tira extensa" que será formada/soldada por solda de resistência elétrica (SRE) na tubulação em espiral, deteriora a área de junção. Por conseguinte, a tubulação em espiral com propriedades aumentadas tende a possuir uma performance relativamente menor na área das soldas de tira. Este deterioração é causada pelo fato de que os processos de solda destroem o refinamento introduzido durante a laminação a quente, e não existe um tratamento térmico pós-solda capaz de regenerar as propriedades tanto de resistência a tensão quanto de dureza. Em geral, a resistência a tensão é restaurada, mas a dureza e sua vida de fadiga associada são deteriorados nesta zona. A rota industrial atual pode produzir uma tubulação em espiral com alta resistência somente a um custo elevado e com performance baixa das juntas de solda de tira em relação ao corpo tubular.

[0006] Uma alternativa para produzir a tubulação em espiral é através de tratamento térmico de corpo completo. Este tratamento é aplicado a um material que tenha formado um tubo no chamado estado "verde" porque suas propriedades ainda serão definidas pelas condições de tratamento térmico. Neste caso, as variáveis principais afetando as propriedades do produto final são a química do aço e as condições de tratamento térmico. Por conseguinte, com a combinação apropriada de composição de aço com material de solda e tratamento térmico, a tubulação em espiral podería ser produzida com propriedades uniformes ao longo do comprimento, eliminando a ligação fraca da junta tira-a-tira que é crítica em tubulações em espiral, de alta resistência convencionais. Este conceito geral foi descrito anteriormente, mas nunca foi aplicado com sucesso para a produção de tubulação em espiral de alta resistência (limite de elasticidade na faixa de 551,6 MPa até 965, 3 MPa [80-140 ksi]). A razão é que o tratamento térmico a uma velocidade de linha elevada (necessária para alcançar alta produtividade) resultará geralmente na necessidade de instalações complicadas e estendidas. Este processo podería ser simplificado caso a química e tratamento térmico apropriados forem selecionados.

[0007] A seleção da química que é compatível com uma instalação industrial de tratamento térmico com dimensões razoáveis requer um entendimento das diversas variáveis que afetam a performance da tubulação em espiral medida como: a) Propriedades Mecânicas Axiais, b) Uniformidade da Microestrutura e Propriedades, c) Dureza, d) Resistência a Fadiga, e) Resistência a fratura por estresse de sulfeto, dentre outras.

SUMÁRIO

[0008] Abaixo é descrita a química projetada para produzir uma tubulação em espiral tratada termicamente a qual está majoritariamente fora dos limites atuais para tubulações em espiral, como definido pelo padrão API 5ST. (Max.C:0,16%, Máx.Mn:l,2% (CT70-90) Máx.Mn:l,65 (CT100-110), Máx.P:0,02% (CT70-90) Máx.P:0,025 (CT100-CT110), Máx.S:0,005, Si.Máx:0,5).

[0009] Modalidades desta descrição são para um tubo de aço em espiral e métodos para produzir o mesmo. O tubo, em algumas modalidades, pode compreender um limite de elasticidade maior que cerca de 551,6 MPa (80 Ksi). A composição do tubo pode compreender 0,16-0,35 %p de carbono, 0,30-2,00 %p manganês, 0,10-0,35 %p silício, até 0,005 %p enxofre, até 0,018 %p fósforo, o restante sendo ferro e impurezas inevitáveis. O tubo pode também compreender pode também compreender uma microestrutura final compreendendo uma mistura de martensita revenida e bainita, em que a microestrutura final do tubo em espiral compreende mais que 90 % volume de martensita revenida, em que a microestrutura é homogênea no corpo tubular, na linha de solda por resistência elétrica e nas juntas de extremidade de tiras.

[0010] É descrito aqui um tubo de aço em espiral formado a partir de uma pluralidade de tiras soldadas, em que o tubo pode incluir regiões de metal base, juntas de solda, e suas zonas afetadas termicamente, e pode compreender um limite de elasticidade maior que cerca de 551,6 MPa (80 ksi), uma composição compreendendo ferro e, 0,17-0,35 %p carbono, 0,30-2,00 %p manganês, 0,10-0,30 %p silício, 0,010-0,040 %p alumínio, até 0,010 %p enxofre e até 0,015 %p fósforo, e uma microestrutura final compreendendo uma mistura de martensita revenida e bainita, em que a microestrutura final do tubo em espiral compreende mais que 90 % volume de martensita revenida nas regiões de metal base, de juntas de solda, e as zonas afetadas termicamente, em que a microestrutura final ao longo de todas as regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas termicamente é homogênea e em que a microestrutura final compreende uma distribuição uniforme de carbetos finos ao longo das regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas termicamente.

[0011] Em algumas modalidades, a composição compreende adicionalmente até 1,0 %p cromo, até 0,5 %p molibdênio, até 0,0030 %p boro, até 0,030 %p titânio, até 0,50 %p cobre, até 0,50 %p níquel, até 0,1 %p nióbio, até 0,15 %p vanádio, até 0,0050 %p oxigênio, e até 0,05 %p cálcio.

[0012] Em algumas modalidades, a composição pode compreender 0,17 a 0,30 %p carbono, 0,30 a 1,60 %p manganês, 0,10 a 0,20 %p silício, até 0,7 %p cromo, até 0,5 %p molibdênio, 0,0005 a 0,0025 %p boro, 0,010 a 0,025 %p titânio, 0,25 a 0,35 %p cobre, 0,20 a 0,35 %p níquel, até 0,04 %p nióbio, até 0,10 %p vanádio, até 0,0015 %p oxigênio, até 0,03 %p cálcio, até 0,003 %p enxofre; e até 0,010 %p fósforo.

[0013] Em algumas modalidades, o tubo pode possuir um limite de elasticidade mínimo de 861,4 MPa (125 ksi). Em algumas modalidades, o tubo pode possuir um limite de elasticidade mínimo de 965,3 MPa (140 ksi) . Em algumas modalidades, o tubo pode possuir um limite de elasticidade mínimo entre 861,4 MPa e 965,3 MPa (125-140 ksi).

[0014] Em algumas modalidades, a microestrutura final pode compreender pelo menos 95 % volume de martensita revenida nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas termicamente. Em algumas modalidades, o tubo pode possuir um tamanho de grão final abaixo de 20 pm nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas termicamente. Em algumas modalidades, o tubo pode possuir um tamanho de grão final abaixo de 15 pm nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas termicamente.

[0015] Em algumas modalidades, as juntas de solda podem compreender soldas em viés. Em algumas modalidades, a vida de fadiga nas soldas em viés pode ser pelo menos cerca de 80% das regiões de metal base. Em algumas modalidades, a porcentagem de dureza de uma junta de solda, incluindo sua zona afetada termicamente, pode ser 110% ou menor que a dureza do metal base.

[0016] Também é descrito aqui um método para formar um tubo de aço em espiral o qual pode compreender fornecer tiras tendo uma composição compreendendo ferro e 0,17-0,35 %p carbono, 0,30-2,00 %p manganês, 0,10-0,30 %p silício, 0,010-0,040 %p alumínio, até 0,010 %p enxofre, até 0,015 %p fósforo, e soldar as tiras juntas, formando um tubo a partir das tiras soldadas, em que o tubo compreende regiões de metal base, soldas de junta e suas zonas afetadas termicamente, austenitizar o tubo entre 900-1000°C, temperar o tubo para formar uma microestrutura final enquanto temperada de martensita e bainita, em que a microestrutura enquanto temperada compreende pelo menos 90% martensita nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas termicamente, e revenir o tubo temperado entre 550-720°C, em que revenir o tubo temperado resulta em um limite de elasticidade maior que cerca de 551,6 MPa (80 ksi) , em que a microestrutura ao longo de todas as regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas termicamente é homogênea, e em que a microestrutura compreende uma distribuição uniforme de carbetos finos ao longo das regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas termicamente.

[0017] Em algumas modalidades, a solda das tiras pode compreender solda em viés. Em algumas modalidades, a formação do tubo pode compreender a formação de uma junta em linha. Em algumas modalidades, o método pode compreender adicionalmente torcer o tubo em uma bobina. Em algumas modalidades, a austenitização pode formar um tamanho de grão abaixo de 20pm nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas termicamente.

[0018] Em algumas modalidades, a composição pode compreender adicionalmente até 1,0 %p cromo, até 0,5 %p molibdênio, até 0,0030 %p boro, até 0,030 %p titânio, até 0,50 %p cobre, até 0,50 %p níquel, até 0,1 %p nióbio, até 0,15 %p vanádio, até 0,0050 %p oxiqênio e até 0,05 %p cálcio.

[0019] Em algumas modalidades, a composição pode compreender 0,17 a 0,30 %p carbono, 0,30 a 1,60 %p manganês, 0,10 a 0,20 %p silício, até 0,7 %p cromo, até 0,5 %p molibdênio, 0,0005 a 0,0025 %p boro, 0,010 a 0,025 %p titânio, 0,25 a 0,35 %p cobre, 0,20 a 0,35 %p níquel, até 0,04 %p nióbio, até 0,10 %p vanádio, até 0,00015 %p oxigênio, até 0,03 %p cálcio, ate 0,003 %p enxofre e até 0,010 %p fósforo.

[0020] Em algumas modalidades, o tubo revenido pode possuir um limite de elasticidade maior que ou iqual a 861,8 MPa (125 ksi). Em algumas modalidades, o tubo revenido pode possuir um limite de elasticidade mínimo de 965,3 MPa (140 ksi). Em algumas modalidades, o tubo revenido pode possuir um limite de elasticidade mínimo entre 861,8 e 965,3 MPa (125-140 ksi).

BREVE DESCRIÇÃO DAS FIGURAS

[0021] As Figuras 1A-B ilustram diagramas TRC correspondendo a aços STD2 (A) e STD3 (B).

[0022] As Figuras 2A-B ilustram diagramas TRC correspondendo a aços BTi2 (A) e CrMoBTi3 (B) .

[0023] A Figura 3 ilustra uma taxa de resfriamento uma superfície interna de um tubo como função da espessura da parede a espessura de parede (EP) para um tubo em espiral temperado a partir do exterior com aspersores de água.

[0024] A Figura 4 ilustra propriedades de tensão do aço BTi2 como função da temperatura máxima de revenimento (Tmax). Ciclos de revenimento com picos foram usados nestas simulações Gleeble®. A direita, estão as propriedades de tensão do mesmo aço como função do tempo de retenção a 720°C (ciclos de revenimento isotérmicos).

[0025] As Figuras 5A-B ilustram martensita não revenida aparecendo na banda de segregação central próxima à linha SRE após recozimento da costura (Tratamento térmico pós-soldagem -TTPS) . As Figuras 5A-B correspondem a um tubo em espiral convencional Grau 90.

[0026] As Figuras 6A-B ilustram um dano localizado na banda de segregação central produzida durante o teste de fadiga de uma tubulação em espiral Grau 110.

[0027] As Figuras 7A-B ilustram um dano localizado na banda de segregação central produzida durante o teste de fadiga com uma alta pressão interna 65,5 MPa (9500 psi) de uma tubulação em espiral Grau 100.

[0028] As Figuras 8A-B ilustram microestruturas de metal base correspondendo ao tubo em espiral padrão (A) e um tubo em espiral produzido a partir das modalidades da presente descrição (B) . Em ambos os casos, a tubulação em espiral possui propriedades de tensão correspondendo a um Grau 110 (limite de elasticidade de 758,4 MPa a 827,4 MPa (110 Ksi a 120 Ksi)).

[0029] As Figuras 9A-B ilustram microestruturas da linha SRE correspondendo ao tubo em espiral padrão (A) e um tubo em espiral produzido a partir das modalidades da presente descrição (B). Em ambos os casos, as propriedades de tensão da tubulação em espiral correspondem a um Grau 110 (limite de elasticidade de 758,4 MPa a 827,4 MPa (110 Ksi a 120 Ksi).

[0030] As Figuras 10A-B ilustram microestruturas correspondendo a zonas afetadas termicamente da SRE para o tubo em espiral padrão (A) e um tubo em espiral produzido a partir das modalidades da presente descrição (B) . Em ambos os casos, as propriedades de tensão da tubulação em espiral correspondem a um Grau 110 (limite de elasticidade de 758,4 MPa a 827,4 MPa (110 Ksi a 120 Ksi)).

[0031] As Figuras 11A-B ilustram microestruturas correspondendo a zonas afetadas termicamente da solda em viés para o tubo em espiral padrão (A) e um tubo em espiral produzido a partir das modalidades da presente descrição (B) . Em ambos os casos, as propriedades de tensão da tubulação em espiral correspondem a um Grau 110 (limite de elasticidade de 758,4 MPa a 827,4 MPa (110 Ksi a 120 Ksi)).

[0032] A Figura 12 ilustra uma fratura formada durante serviço na zona de fusão de uma solda em viés (crescendo a partir da face interna do tubo). A fratura está na direção das ripas grandes de bainita superior.

[0033] A Figura 13 ilustra variações de dureza (dureza do metal base= 100%) ao longo de soldas em viés típicas obtidas com processamento convencional de acordo com modalidades da presente descrição. A zona de fusão (ZF) é aproximadamente localizada na área entre « +/- 5 mm do centro da solda.

[0034] As Figuras 14A-B ilustram microestruturas correspondendo à interseção entre a solda em viés e a linha SRE para o tubo em espiral padrão (A) e um tubo em espiral produzido a partir das modalidades da presente descrição (B) . Em ambos os casos, as propriedades de tensão da tubulação em espiral correspondem a um Grau 110 (limite de elasticidade de 758,4 MPa a 827,4 MPa (110 Ksi a 120 Ksi)).

[0035] A Figura 15 ilustra um desenho esquemático de uma máquina de teste de fadiga.

[0036] A Figura 16 ilustra a vida de fadiga medida para amostras de SV em relação àquelas correspondendo a amostras de MB. Os resultados são valores médios sob diferentes condições de teste e Graus de tubo em espiral (80, 90 e 110 para tubos convencionais e 80, 90, 110, 125 e 140 para tubos em espiral produzidos de acordo com esta descrição).

[0037] A Figura 17 ilustra a melhora da vida de fadiga em tubos em espiral produzidos com uma modalidade da química e condições de processamento de acordo com esta descrição. A melhora é determinada pela comparação contra a vida de fadiga medida para um tubulação em espiral convencional do mesmo Grau testada sob condições semelhantes. Os resultados são colocados em média para cada Grau sob diferentes condições de teste. No caso dos Graus 125 e 140, os quais não são padrão, a comparação da vida de fadiga foi realizada contra o aço STD3 no Grau 110.

[0038] As Figuras 18A-B ilustram amostras de anéis em C após testar material de Grau 80, de acordo com NACE TM0177 (90% SMYS, Solução A, 1 bar H2S) . A: processo convencional. B: modalidade do processo descrito.

DESCRIÇÃO DETALHADA

[0039] O material bruto da tubulação em espiral é produzido em uma instalação de aço como tiras laminadas a quente. O enrolamento controlado é usado para garantir uma alta resistência e uma boa dureza através do refinamento microestrutural. As tiras são cortadas longitudinalmente para a largura para produção de tubos e, então, emendadas extremidade a extremidade através de um processo de junção (por exemplo, Soldagem a Arco com Plasma ou Soldagem por Fricção e Mistura Mecânica) para formar uma tira mais comprida. Em seguida, o tubo é formado usando um processo SRE. A performance do produto final é medida em termos de: a) propriedades mecânicas axiais, b) uniformidade de microestrutura e propriedades, c) dureza, d) resistência a fadiga, e) resistência a fratura por estresse de sulfeto, dentre outros. Usando a rota do processamento tradicional, as propriedades da tubulação em espiral resultam a partir da combinação das propriedades da tira enrolada a quente e das modificações introduzidas durante operações de solda e formação de tubos. As propriedades então obtidas são limitadas quando a performance do tubo em espiral é medida como listado acima. A razão é que o processo de solda usado para unir as tiras modifica a microestrutura refinada enquanto enrolada de uma forma que, mesmo que tratamentos térmicos pós-soldagem sejam aplicados, as propriedades finais ainda ficam comprometidas. Um vida de fadiga reduzida e performance contra fratura por estresse de sulfeto baixa é associada a heterogeneidades na microestrutura e a presença de constituintes frágeis através das soldas. Foi proposto que uma nova rota deveria compreender, pelo menos, um tratamento térmico de corpo completo. Esta rota foi descrita em termos gerais, mas nunca especificada. A descrição descreve as características químicas e de material bruto que, combinadas com processos de soldagem e condições de tratamento térmico apropriados, resultarão em um produto temperado e revenido com alta performance tanto no corpo tubular quanto nas soldas de junção de tiras. Este material é projetado para tubulação em espiral, uma vez que é selecionado não somente em termos de custo relativo, mas preferencialmente de forma a maximizar a vida de fadiga sob as condições particulares que se aplicam à operação de uma tubulação em espiral (fadiga de ciclo pequeno sob a flexão com carga axial simultânea e pressões internas).

[0040] Esta descrição relaciona-se a uma tubulação em espiral de alta resistência (limite de elasticidade mínimo na faixa de 551,6 MPa a 965,3 MPa (80-140 ksi) tendo vida de fadiga de ciclo pequeno aumentada em comparação com produtos padrão, como definido por API 5ST. Adicionalmente, a resistência a Estresse de Fratura por Sulfeto (SSC) é também aprimorada nesta descrição. Esta combinação excepcional de propriedades é obtida através de uma seleção apropriada de química e condições de processamento de aço. O processamento industrial difere da rota padrão na aplicação de um Tratamento Térmico de Corpo Completo (TTCC), como foi descrito no pedido dos Estados Unidos No. US2012/0186686 Al. Este TTCC é realizado após o tubo em espiral ser formado por SRE (Soldagem por Resistência Elétrica) e é composto por, pelo menos, um ciclo de austenitização, têmpera e revenimento. A descrição mencionada acima é mais especificamente relacionada às químicas e parâmetros de processamento de aço para produzir tubulação em espiral temperada e revenida com as propriedades mencionadas acima. Apesar de geração de certas propriedades mecânicas ao longo de um tratamento térmico em um material base com uma dada composição serem parte de um conhecimento geral, a aplicação particular para tubulações em espiral usa material bruto com química específica de forma a minimizar o efeito danoso de variáveis particulares, tais como padrões de segregação, sobre as propriedades específicas desta aplicação.

[0041] Uma das propriedades mais importantes para o tubo em espiral é uma resistência aumentada a uma fadiga de ciclo pequeno. Isto é porque, durante a operação de campo padrão, tubos em espiral são frequentemente enrolados e desenrolados, introduzindo deformações plásticas cíclicas que, eventualmente, produzem falhas. Durante o processo de fadiga de ciclo pequeno, a deformação é preferencialmente localizada, em escala microscópica, em regiões de material mais maleável. Quando constituintes quebradiços estão presentes próximos ou nas regiões de concentração de tensão, fraturas podem facilmente nuclear e propagar-se. Portanto, uma redução na vida de fadiga é associada com microestruturas heterogêneas (tendo regiões mais maleáveis que localizam a deformação) em combinação com constituintes quebradiços (que nucleiam e/ou propagam fraturas). Todas estas características microestruturais aparecem na Zona Afetada Termicamente nas soldas (ZAT). Existem alguns tipos de microestruturas de corpo tubular que também apresentam as características mencionadas. Isto é porque elas são compostas por uma mistura constituintes rígidos e maleáveis, por exemplo, ferrita, perlita e bainita. Neste caso, a tensão é localizada na ferrita mais maleável, próxima à fronteira com, na qual fraturas são nucleadas e propagadas. Tubos em espiral de alta resistência possuem, atualmente, este tipo de estrutura.

[0042] De forma a evitar localização de tensão durante a fadiga de ciclo baixo, a microestrutura precise ser não somente homogênea ao longo do corpo tubular e juntas, mas também na escala microscópica. Para aços com pouco carbono, uma microestrutura composta de martensita revenida, a qual é basicamente uma matriz de ferrita com uma distribuição homogênea e fina de carbetos, é ideal. Por conseguinte, o objetivo da seleção química e de condições de processamento descrita nesta descrição é alcançar, com o TTCC, uma microestrutura homogênea (no corpo tubular, solda em viés linha SRE) composta de pelo menos 90% martensita revenida, preferencialmente mais que 95% martensita revenida.

[0043] Adicionalmente, a martensita revenida é mais adequada para produzir Graus de ultra alta resistência que microestruturas padrão de tubos em espiral (compostas de ferrita, perlita e bainita), para as quais adições de liga extremamente custosas são requeridas para alcançar um limite de elasticidades maior que cerca de 861,8 Mpa (125 Ksi).

[0044] Em comparação com estruturas contendo bainita, outro beneficio importante da martensita revenida é sua resistência a fratura por estresse de sulfeto.

[0045] A química do aço tem sido definida com a mais adequada para produção de tubulações em espiral tratadas termicamente usando um TTCC, e pode ser descrita em termos de concentração de carbono (%p C) , Manganês (%p Mn) , Silício (%p Si), Cromo (%p Cr), Molibdênio (%p Mo), bem como elementos de microliga como Boro (%p B) , Titânio (%p Ti), Alumínio (%p Al), Nióbio (%p Nb) e Vanádio (%p V). Também, limites superiores podem ser de impurezas inevitáveis como Enxofre (%p S), Fósforo (%p P) e Oxigênio (%p 0).

[0046] De forma a produzir uma estrutura final composta de martensita revenida, a química do aço desta descrição difere principalmente da técnica anterior de tubos em espiral por causa do maior conteúdo de Carbono (ver, por exemplo, API 5ST, na qual a quantidade máxima de Carbono permitida para tubulação em espiral é 0,16%), o que permite obter a microestrutura desejada através de um TTCC composto de pelo menos um ciclo de austenitização, têmpera e revenimento.

[0047] Os termos "aproximadamente", "cerca de" e "substancialmente" como usados aqui, representam uma quantidade próxima à quantidade definida que ainda possibilita uma função desejada ou alcança um resultado desejado. Por exemplo, os termos "aproximadamente", "cerca de" e "substancialmente" podem referir-se a uma quantidade que está na faixa de menos de 10% de, na faixa de menos de 5% de, na faixa de menos de 1% de, na faixa de menos de 0,1% de e na faixa de menos de 0,01% da quantidade definida.

[0048] O carbono é um elemento cuja adição aumenta, sem altos custos, a resistência do aço através de um melhoramento no endurecimento e a promoção de precipitação de carbetos durante tratamentos térmicos. Se o carbono for reduzido abaixo de 0,17%, o endurecimento não poderá ser garantido e grandes frações de bainita podem ser formadas durante tratamentos térmicos. Esta aparição de bainita torna difícil alcançar um limite de elasticidade acima de 551,6 Mpa (80 ksi) com a vida de fadiga e resistência a fratura por estresse de sulfeto desejadas. A rota atual para tubulação em espiral não é adequada para tratamento térmico uma vez que a quantidade máxima de carbono permitida pela API5ST é 0,16%. Microestruturas convencionais para tubulação em espiral apresentam grandes frações de bainita que comprometem a dureza, vida de fadiga e resistência a fratura por estresse de sulfeto nos Graus de maior resistência, isto é, tubulações em espiral com limite de elasticidade mínimo acima de 758,4 MPa (110 Ksi) .

[0049] Por outro lado, aços com mais que 0,35% carbono terão soldabilidade fraca, sendo suscetíveis a apresentar constituintes quebradiços e fraturas durante as operações de soldagem tratamento térmico pós-soldagem. Adicionalmente, maiores conteúdos de carbono podem resultar em quantidades significativas de austenita retida após a têmpera, a qual transforma-se em constituintes quebradiços sob revenimento. Estes constituintes quebradiços prejudicam a vida de fadiga e resistência a fratura por estresse de sulfeto. Portanto, o conteúdo de C da composição de aço varia dentro de uma faixa de cerca de 0,17% a cerca de 0,35%, preferencialmente de cerca de 0,17% a cerca de 0,30%.

[0050] A adição de manganês aprimora o endurecimento e resistência. O Mn também contribui para a desoxidação e controle de enxofre durante o processo de feitura de aço. Se o conteúdo de Mn for menor que cerca de 0,30%, pode ser difícil obter o nível de resistência desejado. No entanto, na medida em que o conteúdo de Mn aumenta, grandes padrões de segregação podem ser formados. Áreas de segregação de Mn tenderão a formar constituintes quebradiços durante o tratamento térmico que prejudicam a dureza e reduzem a fadiga. Adicionalmente, estas áreas segregadas aumentam a suscetibilidade do material a fratura por estresse de sulfeto (SSC - sulfide stress cracking) . De acordo, o conteúdo de Mn da composição de aço varia dentro da faixa de 0,30% a 2,0%, preferencialmente de 0,30% a 1,60%, e mais preferencialmente de 0,30% a 0,80% em aplicação para qual uma Resistência a fratura por estresse de sulfeto aprimorada é usada.

[0051] O silício é um elemento cuja adição possui uma ação desoxidante durante o processo de feitura do aço e também eleva a resistência do aço. Em algumas modalidades, se o Si exceder cerca de 0,30%, a dureza pode diminuir. Adicionalmente, grandes padrões de segregação pode ser formados. Portanto, o conteúdo de Si da composição de aço varia na faixa entre cerca de 0,10% a 0,30%, preferencialmente cerca de 0,10% a cerca de 0,20%.

[0052] A adição de cromo aumenta o endurecimento e a resistência a revenimento do aço. O Cr pode ser usado para repor parcialmente Mn na composição de aço de forma a alcançar alta resistência sem produzir grandes padrões de segregação que prejudicam a vida de fadiga e resistência a fratura por estresse de sulfeto. No entanto, o Cr é uma adição custosa que torna a tubulação em espiral mais difícil de se produzir por causa de seus efeitos em cargas formadas a quente. Portanto, em algumas modalidades o Cr está limitado a cerca de 1,0%, preferencialmente a cerca de 0,7%.

[0053] O molibdênio é um elemento cuja adição é eficiente no aumento da resistência do aço e, adicionalmente, auxilia no retardamento do amolecimento durante o revenimento. A resistência ao revenimento permite a produção de aços de ala resistência com conteúdo de Mn reduzido, aumentando a vida de fadiga e Resistência a fratura por estresse de sulfeto. A adição de Mo pode também reduzir a segregação de fósforo a fronteiras de grão, aprimorando a resistência a fratura intergranular. No entanto, este ligante de ferro é caro, tornando desejável a redução do conteúdo máximo de Mo na composição de aço. Portanto, em certas modalidades, a quantidade máxima de Mo é cerca de 0,5%.

[0054] O boro é um elemento cuja adição é fortemente eficiente no aumento do endurecimento do aço. Por exemplo, o B pode aprimorar o endurecimento pela inibição da formação de ferrita durante a têmpera. Em algumas modalidades, B é usado para alcançar bom endurecimento (isto é, como estrutura temperada composta por pelo menos 90% martensita) em aços com conteúdo de Mn reduzido para aprimorar a vida de fadiga e resistência a fratura por estresse de sulfeto. Se o conteúdo de B for menor que cerca de 0,0005 %p, pode ser difícil, nestas modalidades, obter o endurecimento desejado do aço. No entanto, se o conteúdo de B for muito alto, carbetos de boro grosseiros podem ser formados nas fronteiras de grão, afetando adversamente a tenacidade. Dessa forma, em uma modalidade, a concentração de B na composição é menor que cerca de 0,0030% e, em outra modalidade, o conteúdo de B é de cerca de 0,0005% a 0,0025%.

[0055] O titânio é um elemento .cuja adição é eficiente no aumento da eficiência do B no aço, pela fixação de impureza de nitrogênio com nitretos de titânio (TiN) e inibição da formação de nitretos de boro. Se o conteúdo de Ti for muito baixo, pode ser difícil, em algumas modalidades, obter o efeito desejado do boro do ‘ endurecimento do aço. Por outro lado, se o conteúdo de Ti for maior que 0,03 %p, nitretos e carbetos de titânio grosseiros (TiN e TiC) podem ser formados, afetando adversamente a. ductilidade e tenacidade. Dessa forma, em certas modalidades, a concentração de Ti pode ser limitada a cerca de 0,030%. Em outras modalidades, a concentração de Ti pode variar de cerca de 0,010% a cerca de 0,025%.

[0056] Considerando que a produção de tubulação em espiral de baixos benefícios de propriedades mecânicas a partir de baixa resistência ao revenimento, as adições de B e Ti aumentam o endurecimento sem aumentar a resistência ao revenimento. Por conseguinte, permite a produção de Grau 551,6 MPa (80 ksi) sem longos tempos de imersão durante o revenimento, com o aumento subsequente em produtividade. Como uma das limitações para a produção de uma tubulação em espiral em uma linha de tratamento térmico é o comprimento da linha para imergir adequadamente o material durante o revenimento, o uso de B e Ti é particularmente relevante para a produção de um limite de elasticidade baixo na tubulação em espiral.

[0057] O cobre é um elemento que não é requerido em certas modalidades da composição de aço. No entanto, em algumas aplicações de tubulação em espiral, o Cu pode ser requerido para aumentar a resistência a corrosão atmosférica. Portanto, em certas modalidades, o conteúdo de Cu da composição de aço pode ser limitado a menos que cerca de 0,50%. Em outras modalidades, a concentração de Cu pode variar desde cerca de 0,25% a cerca de 0,35%.

[0058] O níquel é um elemento cuja adição aumenta a resistência e tenacidade do aço. Se o Cu for adicionado na composição de aço, o Ni pode ser usado para evitar defeitos da laminação a quente conhecidos como falta de calor. No entanto, o Ni é muito custoso e, em certas modalidades, o conteúdo de Ni da composição de aço é limitado a menos que ou igual a cerca de 0,50%. Em outras modalidades, a concentração de Ni pode variar de cerca de 0,20% a cerca de 0,35%.

[0059] O nióbio é um elemento cuja adição à composição de aço pode refinar o tamanho de grão austenítico durante o reaquecimento na região austenítica, com o subsequente aumento em tanto a resistência quando a tenacidade. 0 Nb pode também precipitar durante o revenimento, aumentando a resistência do aço por endurecimento por dispersão de partícula. Em uma modalidade, o conteúdo de Nb da composição de aço pode variar dentro da faixa entre cerca de 0% a cerca de 0,10%, preferencialmente cerca de 0% a cerca de 0,04%.

[0060] O vanádio é um elemento cuja adição pode ser usada para aumentar a resistência do aço por precipitações de carbeto durante o revenimento. No entanto, se o conteúdo de V da composição de aço for maior que cerca de 0,15%, uma grande fração do volume de partículas de carbeto de vanádio poderão ser formadas, com uma redução concomitante na tenacidade do aço. Portanto, em certas modalidades, o conteúdo de V é limitado a cerca de 0,15%, preferencialmente a. cerca de 0,10%.

[0061] O alumínio é um elemento cuja adição à composição de aço possui um efeito desoxidante durante o processo de feitura do aço e adicionalmente refina o tamanho de grão do aço. Em uma modalidade, se o conteúdo de Al da composição de aço for menor que cerca de 0,010%, o aço pode estar susceptível a oxidação, exibindo altos níveis de inclusões. Em outras modalidades, se o conteúdo de Al da composição de aço for maior que cerca de 0,040%, precipitados grosseiros podem ser formados, prejudicando a tenacidade do aço. Portanto, o conteúdo de Al da composição de aço pode variar dentro da faixa entre cerca de 0,010% a cerca de 0,040%.

[0062] 0 enxofre é um elemento que faz com que a tenacidade e trabalhabilidade do aço diminuam. Como consequência, em algumas modalidades, o conteúdo de S da composição de aço é limitada a um máximo de cerca de 0,010%, preferencialmente cerca de 0,003%.

[0063] O fósforo é um elemento que faz com que a tenacidade do aço diminua. Como consequência, o conteúdo de P da composição de aço é limitada a um máximo de cerca de 0,015%, preferencialmente cerca de 0,010%.

[0064] O oxigênio pode ser uma impureza na composição de aço que está presente primariamente na forma de óxidos. Em uma modalidade da composição de aço, na medida em que o conteúdo de O aumenta, propriedades de impacto do aço são prejudicadas. Como consequência, em certas modalidades da composição de aço, um conteúdo relativamente baixo de O é desejado, menor que ou iqual a cerca de 0,0050 %p; preferencialmente menor que ou igual a cerca de 0,0015 %p.

[0065] O cálcio é um elemento cuja adição à composição de aço pode aumentar a tenacidade pela modificação da forma das inclusões de sulfeto. Em uma modalidade, a composição de aço pode compreender uma razão de conteúdo mínimo de Ca para S de Ca/S > 1,5. Em outras modalidades da composição de aço, Ca excessivo é desnecessário e a composição de aço pode compreender um máximo de conteúdo de Ca de cerca de 0,05%, preferencialmente cerca de 0,03%.

[0066] Os conteúdos de impurezas inevitáveis, incluindo, sem limitações N, Pb, Sn, As, Sb, Bi e semelhantes são preferencialmente mantidos tão baixos quanto possível. No entanto, propriedades (por exemplo, resistência, tenacidade) de aços formados a partir das modalidades da composição de aços da presente descrição podem não ser substancialmente prejudicadas já que estas impurezas são mantidas abaixo de níveis selecionados. Em uma modalidade, o conteúdo de N da composição de aço pode ser menor que cerca de 0,010%, preferencialmente menor que ou igual a cerca de 0,008%. Em outra modalidade, o conteúdo de Pb da composição de aço pode ser menor que ou igual a cerca de 0,005%. Em uma modalidade adicional, o conteúdo de Sn da composição de aço pode ser menor que ou igual a cerca de 0,02%. Em uma modalidade adicional, o conteúdo de As da composição de aço pode ser menor que ou igual a cerca de 0,012%. Em outra modalidade, o conteúdo de Sb da composição de aço pode ser menor que ou igual a cerca de 0,008%. Em uma modalidade adicional, o conteúdo de Bi da composição de aço pode ser menor que ou igual a cerca de 0,003%.

[0067] A seleção de uma química de aço específica desta descrição dependerá da especificação do produto final e restrições da instalação industrial (por exemplo, na introdução de linhas de tratamento térmico, é difícil de alcançar longos tempos de imersão durante o revenimento). A adição de Mn será reduzida quando possível porque ele prejudica a vida de fadiga e resistência a fratura por estresse de sulfeto através da formação de grandes padrões de segregação. 0 Cr e, em uma menor extensão, o Mo serão usados para repor o Mn, e o tratamento térmico de corpo completo é mantido o mais simples possível. Ambos elementos aumentam a estabilidade de carbeto e resistência a amolecimento, o que pode levar a longos tempos de imersão durante o revenimento. Por conseguinte, estes elementos são preferidos para Graus de maior resistência (por exemplo, Grau 110 e maiores) , para os quais a resistência ao revenimento é desejada, e evitados nos Graus menores (Grau 80), para os quais linhas de tratamento térmico industriais impraticáveis seriam necessárias.

[0068] No caso dos Graus menores (Grau 80), serão preferidas adições de microligantes B e Ti em combinação com conteúdos adequados de C. Estes elementos permitem alcançar bom endurecimento sem o uso de grandes adições de Mn. Ademais, B e Ti não aumentam a resistência ao revenimento. Por conseguinte, um tratamento de revenimento simples e curto pode ser usado para alcançar o nível de resistência desejado.

[0069] A rota de processamento industrial correspondendo a esta descrição é descrita nos seguintes parágrafos, tendo foco nas condições do Tratamento Térmico de Corpo Completo (TTCC).

[0070] O material bruto para tubulação em espiral é produzido em uma fábrica de aço como tiras laminadas a quente com espessura de parede que pode variar de cerca de 0,20 centímetros até 0,76' centímetros (0,08-0,30 polegadas). Uma laminação controlada pode ser usada para o fornecedor de aço refinar a microestrutura enquanto laminada. No entanto, um refinamento microestrutural importante das tiras enquanto laminadas não é necessário porque, nesta descrição, a microestrutura e as propriedades mecânicas são majoritariamente definidas pelo TTCC final. Esta flexibilidade no processo de laminação a quente ajuda a reduzir o custo do material bruto e permite usar químicas de aço não disponíveis quando procedimentos de laminação a quente complexos podem ser usados (em qeral, laminação controlada pode ser aplicada somente a aços de microliga de carbono).

[0071] As tiras de aço são longitudinalmente cortadas para a largura de produção de tubos. Em seguida, as tiras são unidas extremidade a extremidade através de um processo de solda (por exemplo, Soldagem por Arco Plasma ou Soldagem por Fricção e Agitação Mecânica) para formar uma tira maior que permite alcançar o comprimento tubular. Estas tiras soldadas são transformadas em um tubo usando, por exemplo, uma soldagem por resistência elétrica. Diâmetros externos de tubos em espiral estão entre 0,25 centímetros e 1,27 centímetros (1-5 polegadas) . Comprimentos de tubo são de cerca de 4572 m (15.000 pés), mas comprimentos podem estar entre cerca de 3048 m e cerca de 12192 m (10.000-40.000 pés).

[0072] Após formar o tubo, o Tratamento Térmico de Corpo Completo (TTCC) é aplicado. 0 objetivo deste tratamento térmico é produzir uma microestrutura final homogênea composta de pelo menos 90% martensita revenida, sendo o resto bainita. Esta microestrutura, tendo distribuição de carbeto uniforme e tamanho de grão abaixo de 20 pm - preferencialmente abaixo de 15 pm - garante boas combinações de resistência, ductilidade, tenacidade e vida de fadiga de ciclo baixo. Adicionalmente, como mencionado anteriormente, pela seleção apropriada da química do aço, este tipo de microestrutura é adequado para aprimorar a resistência a Fratura por Estresse de Sulfeto (FES) em comparação com estruturas convencionais, compostas de ferrita, perlita e grandes frações volumétricas de bainita superior.

[0073] O TTCC é composto de pelo menos um ciclo de austenitização e têmpera (Q) seguido de um tratamento de revenimento (T) . A austenitização é realizada a temperaturas entre 900°C e 1000°C. Durante este estágio, o tempo total de permanência acima da temperatura de equilíbrio Ae3 deve ser selecionado para garantir uma dissolução completa de carbetos de ferro sem ter um crescimento de grãos austeníticos excessivo. O tamanho de grão alvo está abaixo de 20 pm, preferencialmente abaixo de 15 pm. A têmpera deve ser realizada controlando-se a taxa de resfriamento mínima de forma a alcançar uma microestrutura final enquanto temperada composta de pelo menos 90% martensita ao longo da tubulação.

[0074] A têmpera é realizada a temperaturas entre 550°C e 720°C. Um tratamento térmico acima de 720 °C pode levar a uma transformação parcial de martensita a uma austenita com muito carbono. Este constituinte deve ser evitado porque tende a transformar-se em constituintes quebradiços, o que pode prejudicar a tenacidade e vida de fadiga. Por outro lado, se a têmpera for realizada abaixo de 550°C o processo de recuperação da estrutura deslocada enquanto temperada não é completado. Por conseguinte, a tenacidade pode ser novamente extremamente reduzida. O ciclo de revenimento deve ser selecionado, dentro da faixa de temperatura mencionada acima, de forma a alcançar as propriedades mecânicas desejadas. O limite de elasticidade mínimo pode variar de 551,6 MPa a 965,3 MPa (80-140 ksi). Um tempo apropriado de permanência na temperatura deve ser selecionado de forma a garantir uma distribuição de carbetos homogênea tanto no tubo base quanto nas áreas de solda (linha SRE e juntas tira a tira). Em alguns casos, de forma a aprimorar a combinação de resistência e tenacidade, mais de um ciclo de austenitização, têmpera e revenimento pode ser realizado. Após o TTCC, o tubo pode ser sujeito a um processo de adequação de tamanho, de forma a garantir tolerâncias dimensionais especificadas, livres de tensão, e enrolado em um espiral.

Exemplos: Exemplo A: Seleção de química para aprimorar o endurecimento [0075] Como mencionado anteriormente, a microestrutura desta descrição é composta de pelo menos 90% martensita revenida com uma distribuição homogênea de carbetos finos, sendo o resto bainita. Esta microestrutura permite a produção de um tubo em espiral com a combinação desejada de alta resistência, vida de fadiga de ciclo baixo estendida e resistência a fratura por estresse de sulfeto·aprimorada.

[0076] A martensita revenida é obtido por pelo menos um tratamento térmico de têmpera e revenimento, realizado após a tubulação ser formada por SRE. O tratamento térmico pode ser repetido duas ou mais vezes caso um refinamento adicional seja desejado para aprimorar a resistência a fratura por estresse de sulfeto. Isto é devido ao fato de ciclos subsequentes de austenitização e têmpera reduzirem não só o tamanho de grão austenítico anterior como também os tamanhos de bloco e pacote de martensita.

[0077] Para obter a microestrutura alvo com bom endurecimento, pelo menos 90% martensita pode ser formado ao fim do processo de têmpera. Uma seleção química adequada é fundamental para alcançar tal fração volumétrica de martensita. A seleção de composições de aço adequadas foi baseada em experimentos realizados com um simulador termodinâmico Gleeble® 3500 e ensaios industriais foram realizados posteriormente para confirmar as descobertas laboratoriais.

[0078] Algumas das químicas de aço analisadas em laboratório são listadas na Tabela Al. Para todas estas químicas, testes dilatométricos foram realizados no Gleeble® para construir diagramas de Transformação de Resfriamento Contínuo (TRC). Os diagramas TRC foram usados, em combinação com análise metalográfica das amostras obtidas a partir das simulações, para determinar a taxa mínima de resfriamento para ter mais que 90% martensita. Esta taxa crítica de resfriamento, principalmente dependente da química de aço, será referida como CR90.

Tabela Al: Composição química dos aços estudados experimentalmente. Concentrações de elementos estão em porcentagem peso (%p).

[0079] Exemplos dos diagramas TRC obtidos são apresentados nas Figuras 1-2. Em todos os casos, a austenitização foi realizada a 900-950°C de 'forma a obter um tamanho de grão austenítico (TGA) de 10-20 μιη. Aços STD1, STD2 e STD3 possuem químicas dentro da especificação API 5ST, mas fora da faixa desta descrição por conta de sua baixa adição de carbono (Tabela Al). O resfriamento crítico CR90 foi maior que 100°C/s, no caso de STD1 e STD2, e cerca de 50°C/s, para STD3.

[0080] As Figuras 1A-B mostram diagramas TRC correspondendo a aços STD2 (A) e STD3 (B) . Em negrito são mostradas as condições críticas de resfriamento para produzir uma microestrutura final composta de cerca de 90% martensita, sendo o resto bainita. As Figuras 2A-B mostram os diagramas TRC correspondendo a aços BTi2 e CrMoBTi3. Em negrito são mostradas as condições críticas de resfriamento para produzir uma microestrutura final composta de cerca de 90% martensita, sendo o resto bainita. O primeiro é um aço microligado com B-Ti (ver Tabela Al). O CrMoBTi2 é um aço de carbono médio tendo adições de Cr e Mo, também microligados com B-Ti. As taxas de resfriamento criticas medidas (correspondendo à curvas de resfriamento mostradas em negrito nos diagramas TRC) foram 25°C/s e 15°C/s para BTi2 e CrMoBTi3, respectivamente.

[0081] Na Figura 3, é apresentada a taxa de resfriamento média de tubos tratados em uma instalação de cabeçotes de têmpera (aspersores de água resfriando o tubo a partir da superfície externa). Os valores são mostrados como função da espessura de parede (EP) do tubo. A área sombreada no esquema corresponde à faixa típica da espessura de parede de aplicações de tubos em espiral. É claro que, quando selecionando químicas de aço adequadas para possuir mais que 90% martensita revenida, a taxa de resfriamento crítica da liga deve ser igual ou menor que 30°C/s. Caso contrário, mais que 10% bainita serão formados durante a têmpera do tubo mais espesso (EP = 0,76 cm (0,3 polegadas)) na instalação mencionada acima.

[0082] STD1, STD2 e STD3 possuem taxas de resfriamento críticas acima de 30°C/s. Por conseguinte, estes aços não são adequados para esta descrição. Por outro lado, o endurecimento é adequado para aços BTi2 e CrMoBTi3. O aprimoramento do endurecimento é devido a um conteúdo de carbono aumentado e a adição de B-Ti.

[0083] Na Tabela A2, são mostradas as taxa de resfriamento criticas medidas para os aços da Tabela Al. STD1, STD2 e STD3 são químicas atualmente usadas para tubos em espiral de Graus 80, 90 e 110; e cumprem com a API 5ST. No entanto, mesmo o mais ligado STD3 possui uma taxa de resfriamento crítica para garantir mais que 90% martensita revenida em tubos com EP na faixa de interesse. É claro que materiais padrão não são adequados para produzir a microestrutura alvo desta descrição e o endurecimento deve ser aprimorado. Em aços de liga baixa, o elemento mais importante afetando o endurecimento é o carbono. Por conseguinte, C foi aumentado acima do máximo especificado pela API 5ST (0,16 %p) para ter taxas de resfriamento críticas não maiores que 30°C/s. Nesta descrição, a adição de carbono está na faixa de 0,17% a 0,35% (o nível máximo foi selecionado para garantir boa soldabilidade e tenacidade). Como mencionado a pouco, o resto da química deve ser ajustado para ter valores de CR90 iguais ou menores que 30°C/s.

Tabela A2: Taxas de resfriamento críticas para ter mais que 90% martensita (CR90) medidas para os aços analisados. Valores determinados a partir de testes dilatométricos Gleeble® e análises metalográficas.

[0084] As seguintes instruções para selecionar químicas de aço adequadas foram obtidas a partir da análise de resultados experimentais na Tabela A2: [0085] Aços C-Μη: o endurecimento depende principalmente da adição de carbono e manganês. Cerca de 2% Mn pode ser usado para alcançar o endurecimento desejado quando C está no limite inferior (aço CMnl) . No entanto, Mn é um elemento que produz fortes padrões de segregação que podem diminuir a vida de fadiga. Por conseguinte, a adição de Mn é diminuída em formulações com mais carbono. Por exemplo, quando a concentração de carbono é de cerca de 0,25%, 1,6% Mn é suficiente para alcançar o endurecimento (aço CMn2).

[0086] Aços B-Ti: estas ligas são simples aços carbono microligados com boro e titânio. Devido ao aumento no endurecimento associado com o efeito do boro, o Mn pode ser ainda mais reduzido. Para o carbono no limite inferior, cerca de 1,6% Mn pode ser usado para alcançar o endurecimento. Quando a concentração de carbono é de cerca de 0,25%, 1,3% Mn é suficiente para alcançar o endurecimento (aço BTi2) .

[0087] Aços Cr-Mo: estes aços possuem adições de Cr e Mo que são úteis para aumentar a resistência ao revenimento, o que os torna adequados para Graus de ultra-alta resistência. Adicionalmente, Cr e Mo são elementos que aprimoram o endurecimento; então, a adição de Mn pode ser adicionalmente reduzida. No entanto, Cr e Mo são adições custosas que reduzem a trabalhabilidade a quente do aço e seus conteúdos máximos são limitados a 1% e 0,5%, respectivamente. Em um exemplo com carbon no limite inferior, cerca de 1% Mn pode ser usado para alcançar CR90 (CrMol) . Se o aço for também microligado com B-Ti, uma redução adicional de Mn para 0,6% pode ser realizada (CrMoBTil).

Exemplo B: Seleção de química para diferentes Graus de tubo em espiral [0088] Para analisar o comportamento de revenimento dos aços apresentados na Tabela Al, simulações de tratamentos térmicos industriais foram realizadas no Gleeble®. As simulações consistiram em uma austenitização a 900-950°C, têmpera a 30°C/s e revenimento. Em um caso particular de aços STD1, STD2 e STD3, maiores taxas de resfriamento foram usadas de forma a alcançar pelo menos 90% martensita durante a têmpera. Para STD1 e STD2, uma taxa de tempera de cerca de 150°C/s foi usada enquanto que, para STD3, o resfriamento foi a 50°C/s. Estas taxas de resfriamento maiores podem ser alcançadas em pequenas amostras no Gleeble® quando água de resfriamento externa é aplicada. Após a têmpera, as amostras foram revenidas usando dois tipos de ciclos: -Ciclo em forma de pico: Aquecimento a 50°C/s até uma temperatura máxima (Tmax) que estava na faixa de 550°C a 720°C. Resfriamento a cerca de l,5°C/s até a temperatura ambiente. Estes ciclos tiveram a intenção de similar condições de revenimento reais em fornos de indução, as quais são caracterizadas por alta taxa de aquecimento, nenhum tempo de imersão na temperatura máxima e resfriamento ao ar. -Ciclo isotérmico: Aquecimento a 50°C/s até 710°C, imersão nesta temperatura durante um tempo que variou de 1 min a 1 hora e resfriamento a cerca de l,5°C/s. este ciclo foi usado para simular o revenimento em uma linha industrial com diversos indutores de imersão ou com um forno em túnel.

[0089] Em todos os casos, a temperatura de revenimento variou de 550°C a 720°C. Temperaturas maiores que 720°C foram evitadas porque re-austenitização não desejada ocorre. Por outro lado, se o revenimento for realizado abaixo de 550°C, a recuperação da estrutura deslocada não é completada, e o material apresenta constituintes quebradiços que podem prejudicar a vida de fadiga.

[0090] Ciclos de revenimento em forma de picos são preferidos para reduzir o comprimento da linha e para aprimorar a produtividade. Por conseguinte, a viabilidade de obter um dado Grau com uma química de aço específica foi principalmente determinada pela curva de revenimento obtida usando este tipo de ciclos. Se após um revenimento em forma de pico a 720 °C a resistência ainda for alta para o Grau, uma imersão na temperatura máxima pode ser realizada. No entanto, na medida que o tempo de imersão aumenta, linhas industriais maiores, mais custosas e menos produtivas podem ser necessárias.

[0091] Na Figura 4 (posicionada a esquerda), é apresentada a curva de revenimento medida para o aço BTi2. Propriedades de tensão são mostradas como uma função da temperatura de revenimento máxima. Ciclos térmicos em forma de pico foram usados nas simulações. A partir da figura, é visto que os Graus 90 a 125 podem ser obtidos pela mudança da temperatura de pico máxima de cerca de 710°C para 575°C, respectivamente. Com esta química, não é possível alcançar 965,3 MPa (140 Ksi) de limite de elasticidade sem reduzir a temperatura de revenimento abaixo de 550°C. em relação a Gruas menores, 3 minutos de imersão a 710°C podem ser usados para obter o Grau 80 (posicionado a direita na Figura 4).

[0092] Com base nos resultados obtidos a partir das simulações no Gleeble®, a Tabela BI foi construída. Esta Tabela mostra, para cada aço analisado, a viabilidade de produzir diferentes Graus, os quais ficaram na faixa de 551,6 MPa a 965,3 MPa (80-140 Ksi) de limite de elasticidade mínimo. Por exemplo, no caso de BTi2, é viável alcançar Graus 90 a 125 usando ciclos de revenimento em forma de pico. No entanto, 2 minutos de imersão a 720°C podem ser usados no caso do Grau 80, que é porque a célula "imersão" correspondente é indicada.

Tabela B1: Viabilidade de produzir industrialmente os Graus 80 a 140 usando as químicas de aço analisadas. Quando a "imersão" aparece na célula, significa que mais de 1 minuto de imersão a 720°C pode ser usado para alcançar o Grau.

[0093] A partir dos resultados obtidos, fica claro que, de forma a obter os maiores Graus, maiores adições de carbono e Cr-Mo podem ser usadas. Particularmente, o Grau 140 não pode ser alcançado com químicas padrão, como descrito na API5ST, por conta do baixo conteúdo de carbono. Por outro lado, para alcançar o Grau 80, uma química simples com pouca adição de carbono e nenhuma adição de Cr ou Mo é a melhor opção. Neste caso, adições de microliga de B-Ti podem ser usadas para garantir bom endurecimento (por exemplo, uma química como BTii é uma boa alternativa).

[0094] É importante mencionar que, de forma a produzir estruturas martensiticas com os aços padrão (STD1, STD2 e STD3), foi necessário usar no laboratório taxas de têmpera maiores que aquelas alcançáveis na fábrica. Por conseguinte, se limitarmos a taxa de resfriamento àquela industrialmente alcançável, nenhum dos Graus de tubo em espiral poderão ser obtidos com aços convencionais usando a rota de processamento de TTCC.

Exemplo C: Seleção de química para reduzir efeitos negativos de segregação durante a solidificação [0095] Durante a solidificação do aço, elementos ligantes tendem a permanecer diluídos no líquido por conta de sua maior solubilidade em comparação com o sólido (ferrita δ ou austenita). Áreas ricas em soluto formam dois tipos de padrão de composição química não uniformes sob solidificação: microsegregação e macrosegregação.

[0096] A microsegregação resulta do congelamento do líquido enriquecido de soluto nos espaços interdendríticos, mas ela não constitui um problema maior, já que os efeitos da microsegregação podem ser removidos durante subsequente trabalho a quente. Por outro lado, a macrosegregação é uma não uniformidade da composição química na seção de molde em uma maior escala. Não pode ser completamente eliminada pela eliminação a temperatura alta e/ou trabalho a quente. No caso de interesse para esta descrição, o qual é o molde de chapa continua, ele produz a tira de segregação da linha de centro.

[0097] Uma tira de segregação central deve ser evitada porque: -Constituintes quebradiços, como martensita não revenida, podem aparecer nesta região como resultado de operações de solda (solda em viés e SRE; ver, por exemplo, Figuras 5A-B) . Estes constituintes não desejados são removidos durante o tratamento térmico de corpo inteiro subsequente. No entanto, o tubo pode ser plasticamente deformado por flexão entre as operações de solda e tratamento térmico, produzindo uma falha durante a produção industrial. -Após o TTCC, o restante da tira de segregação central é uma região enriquecida em solutos substituintes (como Mn, Si, Mo) com uma maior densidade de carbetos grosseiros que o resto do material. Esta região é suscetível a fraturas nucleadas durante a fadiga de ciclo baixo, como pode ser observado nas Figuras 6-7. Adicionalmente, tiras de segregação proeminentes são associadas a baixa resistência a fratura por estresse de sulfeto.

[0098] Apesar de não ser possível remover a macrosegregação, seus efeitos negativos sobre tenacidade, vida de fadiga e resistência a fratura por estresse de sulfeto podem ser reduzidos por uma seleção apropriada de química de aço.

[0099] Com base em medidas EDX em amostras correspondendo a uma ampla faixa de químicas de aço, fatores de enriquecimento na tira de segregação central foram estimados para diferentes elementos de liga. Os resultados são mostrados na Tabela Cl. Os fatores de enriquecimento (FE) são razões entre cada concentração de elemento na tira central e aquela correspondendo à média na matriz. Estes fatores são principalmente dependentes do coeficiente de partição termodinâmico entre líquido e sólido; e difusividades durante a solidificação.

Tabela Cl: Fatores de enriquecimento (FE) na tira de segregação central correspondendo a diferentes elementos de liga substituintes.

[0100] A Tabela Cl mostra claramente que existem alguns elementos que possuem uma forte tendência de segregar durante a solidificação, como Si e Cu. Por outro lado, Cr e Ni possuem fatores de enriquecimento baixos. Ni é uma adição custosa, mas Cr pode ser usado quando um aumento no endurecimento e/ou resistência ao revenimento é desejado sem produzir padrões de segregação fortes.

[0101] Os fatores de enriquecimento dão informação acerca do aumento de concentração que pode ser esperada para cada elemento na tira de segregação central. No entanto, nem todos esses elementos possuem o mesmo efeito em relação à tendência do material de formar constituintes quebradiços durante a soldagem ou tratamento térmico. É observado que, quanto maior o aumento no endurecimento, maior é a tendência de constituintes quebradiços durante o processamento. É importante mencionar que elementos com altos coeficientes de difusão, como o carbono e o boro, podem segregar durante a solidificação, mas são homogeneizados durante a laminação a quente. Por conseguinte, eles não contribuem para formar constituintes quebradiços localizados na tira de segregação.

[0102] A partir da análise dos diagramas TRC (Exemplo A), pode ser concluído que o manganês produz o maior aumento no endurecimento. Isto é além de carbono e boro, os quais não apresentam grandes padrões de segregação após laminação a quente. Por outro lado, Si e Cu, os quais possuem uma forte tendência de segregar, não desempenham uma função importante no endurecimento. Por conta de seu alto fator de enriquecimento e grande efeito no endurecimento, a adição de Mn deve ser reduzida o quanto for possível quando tentando diminuir os efeitos negativos de macrosegregação, como a redução da vida de fadiga de ciclo baixo.

[0103] Grandes conteúdos de Mn são comumente adicionados à composição de aço por conta de seu efeito no endurecimento. Nesta descrição, o endurecimento é principalmente alcançado através de maior adição de carbono, então a concentração de Mn pode ser geralmente reduzida. Reduções adicionais de manganês podem ser alcançadas usando adições de boro e/ou cromo. Exemplos podem ser vistos na Tabela 02, a qual mostra a taxa de resfriamento crítica (CR90) para diferentes composições de aço obtidas a partir dos diagramas TRC (dados tirados a partir do Exemplo A anterior). De forma a alcançar o endurecimento em um aço com cerca de 0,25% carbono, o Mn pode ser reduzido de 1,6% para 1,3% com a adição de Boro, e adicionalmente reduzido a 0,4% se Cr-Mo for adicionalmente usado.

Tabela C2: Taxas de resfriamento críticas para ter mais que 90% martensita (CR90) medidas para os aços analisados. Valores determinados a partir de testes dilatométricos de Gleeble® e análise metalográfica.

Exemplo D: Homogeneização de microestrutura [0104] Como previamente mencionado, a vida de fadiga da tubulação em espiral é fortemente dependente das características microscópicas como heterogeneidades microestruturais. A combinação de microconstituintes macios e duros tende a produzir localização de tensão plástica, que a força motriz para nucleação e propagação de fraturas. Nesta seção, são comparadas as microestruturas de tubulação em espiral obtidas com o método de produção padrão aplicado a químicas na API 5ST, e aquelas correspondendo a uma química e condições de processamento nas faixas descritas nesta descrição.

[0105] Como material de referência, foi usada uma tubulação em espiral Grau 110 padrão (limite de elasticidade de 758,4 MPa a 827,4 MPa (110-120 Ksi)) com química intitulada STD2 na Tabela Al, a qual está na especificação API 5ST. Este material padrão foi comparado a um tubo em espiral do mesmo grau produzido com a química BTi2 e aplicando o TTCC.

[0106] Nesta comparação, diferentes localizações da tubulação serão consideradas: - Metal Base (MB): microestrutura da tubulação em espiral separada da linha SRE e soldas em viés, onde "separada" significa que não estão incluídas nesta região as zonas afetadas termicamente (ZAT) produzidas durante qualquer operação de solda e seus possíveis Tratamentos Térmico Pós Soldagem (TTPS). -Solda em viés (SV): região microestrutural correspondendo à junta tira a tira que pode ser realizada por Soldagem por Arco Plasma (SAP), Soldagem por Fricção e Agitação Mecânica (FSW) ou quaisquer outras técnicas de solda. Também está incluída nesta região a correspondente zona afetada termicamente durante a solda e TTPS., -linha SRE: microestrutura resultante da soldagem SRE longitudinal durante a formação do tubo e seu TTPS localizado, o qual é geralmente um recozimento da costura. Como em casos anteriores, esta região também inclui a correspondente zona afetada termicamente.

[0107] Nas Figuras 8A-B, são apresentadas as microestruturas de metal base correspondendo ao tubo em espiral padrão (A) e ao desta descrição (B) . No primeiro caso, é observada uma matriz de ferrita com uma distribuição fina de carbetos. Esta matriz e estrutura fina resulta do processo de laminação a quente controlado. Esta microestrutura da descrição (Figura 8B) é principalmente composta de martensita revenida. A fração volumétrica de bainita é menor que 5%, neste caso. A estrutura de martensita revenida é também uma distribuição fina de carbetos de ferro na matriz de ferrita. A principal diferença entre estruturas convencionais e novas é relacionada à morfologia dos grãos e sub-grãos de ferrita e à densidade de deslocamento. No entanto, em relação ao refinamento e homogeneidade, ambas estruturas são muito similares.

[0108] Nas Figuras 9A-B, são mostrados micrógrafos de varredura eletrônica correspondendo à linha SRE. É claro que, na estrutura convencional, dois microconstituintes aparecem: existem grão de ferrita macia e blocos rígidos compostos de uma mistura de perlita fina, martensita e alguma austenita retida. Neste tipo de estrutura, tensão plástica é localizada na ferrita e fraturas podem nuclear e se propagar nos constituintes quebradiços ao redor (martensita não revenida e austenita com muito carbono retida). Por outro lado, a microestrutura da linha SRE obtida com química e condições de processamento dentro das faixas desta descrição é homogênea e muito similar à estrutura do metal base correspondente.

[0109] Microestruturas correspondendo às ZAT da SRE são apresentadas nas Figuras 10A-B. No material padrão, é clara a aparição do remanescente da tira de segregação central, o qual após recozimento da costura é parcialmente transformado em martensita não revenida. Novamente, estes são constituintes quebradiços que estão localizados ao longo da linha SRE e podem nuclear e se propagar fraturas durante o serviço. O risco de falha é maior no caso anterior por conta do maior tamanho dos constituintes já mencionados. Por outro lado, na tubulação em espiral temperada e revenida, a estrutura próxima à linha SRE é homogênea e o remanescente da tira de segregação central não é observado.

[0110] Nas Figuras 11A-B, são apresentadas alguns micrógrafos de verredura eletrônica correspondendo à ZAT da solda em viés tanto do tubo em espiral convencional quando deste descrição. Para o material convencional, a microestrutura é muito diferente da do metal base (MB) . Ela é composta principalmente de bainita superior e o tamanho de grão é grande (50 microns, em comparação com menos de 15 microns para o MB) . Este tipo de estrutura grosseira não é adequada para fadiga de ciclo baixo porque fraturas podem facilmente se propagar ao longo de ripas bainiticas. Um exemplo de uma fratura de fadiga correndo através da bainita grosseira na solda em viés é mostrado na Figura 12. Esta é uma fratura secundária localizada próxima à falha principal ocorrida durante o serviço de uma standard tubulação em espiral Grau 110 padrão.

[0111] Por outro lado, a microestrutura da solda em viés nesta descrição é novamente muito parecida àquela correspondendo à do metal base. Nenhum grão de bainita superior foi observado. É importante mencionar que alguma bainita pode aparecer após o tratamento térmico de corpo completo, mas, por conta da seleção de química e condições de processamento adequadas, a fração volumétrica correspondente deste constituinte é menor que 10%. Esta é a principal razão para o bom endurecimento das químicas descritas nesta descrição. Adicionalmente, devido ao limite superior na temperatura de austenitização, o tamanho de grão final é pequeno (menor que 20 microns), então grandes ripas de bainita que podem propagar fraturas são completamente evitadas.

[0112] Outros exemplos da homogeneidade microestrutural alcançável pela combinação da química de aço e condições de processamento descrita nesta descrição são apresentados nas Figuras 13-14. Na Figura 13, é mostrada a variação típica de dureza através da solda em viés para tubos em espiral produzidos convencionalmente em comparação com aquela obtida usando a nova química e rota de processamento. É claro que, quando usando esta descrição, a variação de dureza é altamente reduzida. Como consequência, a tendência do material de acumular tensão em regiões localizadas (neste caso, a ZAT da solda em viés) é também reduzida e a vida de fadiga, aprimorada.

[0113] Nas Figuras 14A-B, são mostradas algumas microestruturas correspondendo à interseção entre a solda em viés e a linha SRE. É claro que grandes heterogeneidades microestruturais são obtidas seguindo a rota convencional. Estas heterogeneidades são eliminadas com sucesso usando a química e condições de processamento descritas nesta descrição.

Exemplo E: Teste de fadiga para tubo em espiral [0114] De forma a comparar a performance da tubulação em espiral produzida de acordo com esta descrição com aquela correspondendo a produtos padrão, uma série de testes foram realizados em laboratório. Amostras de tubo em espiral foram testadas em uma máquina de fadiga mostrada esquematicamente na Figura 15. Esta máquina é capaz de simular as deformações de flexão durante as operações de enrolamento e desenrolamento, aplicando ao mesmo tempo pressões internas. Portanto, os testes são úteis para elencar materiais sob condições de fadiga de ciclo baixo que estão próximas daquelas experimentadas durante a real operação de campo.

[0115] Durante o teste, os espécimes de fadiga (peças de tubo de 1,5 ou 1,8 metros [5 ou 6 pés] de comprimento) são presos em uma extremidade enquanto uma força alternativa é aplicada por um atuador hidráulico na extremidade oposta. Ciclos de deformação são aplicados sobre os espécimes pela flexão das amostra ao longo de um mandril curvado de raio fixo, e então endireitamento dos mesmos contra um reforço reto. Cápsulas de aço são soldadas nas extremidades do espécime e conectadas a um bomba hidráulica, de forma que o ciclo seja conduzido com o espécime preenchido com água a uma pressão constante até falhar. 0 teste termina quando uma perda de pressão interna ocorre, devido ao desenvolvimento de uma fratura através da espessura de parede.

[0116] O teste foi realizado em tubulações em espiral com diferentes químicas e Graus, como mostrado na Tabela El. A geometria da tubulação foi a mesma em todos os casos (DO 5,08 cm (2"), EP 0,48 cm (0,19")). STD1, STD2 e STD3 são aços dentro dos limites descritos na API 5ST, processados seguindo a rota padrão. BTii, BTi2 e CrMoBTi4 são químicas selecionadas e processadas de acordo com esta descrição. É importante mencionar que o aço CrMoBTi4 foi usado para produzir dois Graus não padrão com 861,8 MPa e 965, 3 MPa (125 Ksi e 140 Ksi) de limite de elasticidade mínimo (o maior Grau descrito na API 5ST possui 758,4 MPa (110 Ksi) de LEM) . Testes foram realizados em peças de tubulação com e sem a solda em viés (em todos os casos, a linha SRE longitudinal é incluída nas amostras). A severidade do teste depende principalmente de dois parâmetros: raio de flexão e pressão interna. Neste estudo, o raio de flexão foi de 1,2 metro (48 polegadas), o que corresponde a uma tensão plástica de cerca de 2%. Pressões internas entre 11,0 MPa e 93,1 MPa (1600-13500 psi) foram consideradas, produzindo tensões de arco que variaram de cerca de 10% a 60% do limite de elasticidade mínimo dos Graus.

Tabela El: Químicas de aço e Graus de tubo em espiral analisados.

[0117] Na Figura 16, são apresentados alguns resultados em comparação entre a vida de fadiga medida em amostras com e sem as solda em viés (SV) . Os valores mostrados na figura correspondem às medias obtidas no teste de Graus de tubos em espiral convencionais e não convencionais. No caso do material convencional, existe claramente uma redução na vida de fadiga quando testando amostras contendo a solda em viés. Por outro lado, os tubos em espiral produzidos de acordo com esta descrição não apresentam uma mudança importante na vida de fadiga quando os testes são realizados em amostras de SV. Isto é uma consequência da estrutura homogênea do tubo, com praticamente nenhuma diferença nas propriedades mecânicas entre metal base, linha SRE e solda em viés.

[0118] Na Figura 17, é mostrado os aprimoramentos na vida de fadiga do tubo em espiral obtidos com químicas e condições de processamento como descritas por esta descrição. Para os Graus 80, 90 e 110, a comparação foi feita contra o Grau equivalente produzido pela rota convencional. No caso dos Graus 125 e 140, os quais não são padrão, a comparação de vida de fadiga foi feita contra um aço STD3 no Grau 110 testado sob condições semelhantes (geometria tubular, raio de flexão e pressão interna). Os resultados apresentados na figura correspondem a valores médios para cada Grau, em que as barras de erro representam a dispersão obtida quando usando diferentes pressões internas.

[0119] Na Figura 17, é claro que um aprimoramento notório na vida de fadiga é observada quando usando químicas e condições de processamento de acordo com esta descrição. Por exemplo, no Grau 110, houve um aprimoramento de cerca de 100% na vida de fadiga. Isto é uma consequência do fato de que, na tubulação em espiral convencional, a performance de fadiga é limitada àquela da solda em viés (a qual é geralmente o ponto fraco em relação à fadiga de ciclo baixo, por conta de suas heterogeneidades microestruturais e constituintes quebradiços). Em tubos em espiral produzidos de acordo com esta descrição, não há uma redução importante na vida de fadiga em soldas em viés, o que aumenta fortemente a performance geral do tubo. Em relação aos Graus não padrão, o grande aprimoramento na vida de fadiga é devido ao fato de que a comparação é feita contra um Grau 110 convencional testado sob condições de processamento similares. No entanto, para as mesmas pressões internas, as tensões de arco estão mais próximas ao limite de elasticidade mínimo do menor Grau, e a severidade do teste aumenta para o Grau 110 em comparação com os Graus 125 e 140. Estes resultados mostram que, usando Graus maiores, (não alcançáveis com o método convencional), a vida de fadiga é fortemente aumentada para as mesmas condições.

Exemplo F: Resistência a fratura por estresse de sulfeto [0120] A performance de material em relação a fragilização por hidrogênio em ambientes contendo H2S é relacionada aos efeitos combinados de ambientes corrosivos, presença de bloqueios (por exemplo, precipitados e deslocamentos) que poderíam aumentar localmente a concentração de hidrogênio, bem como a presença de áreas quebradiças, nas quais fraturas poderíam facilmente se propagar. Uma possível fonte de regiões quebradiças críticas em materiais de tubulação em espiral convencionais é o padrão de segregação de elementos de substituição, tal como Mn, no material bruto. Regiões de concentrações diferenciais tendem a responder de forma distinta a ciclos térmicos impostos durante solda em viés, TTPS, SRE e recozimento de costura, e poderíam levar à formação local de constituintes quebradiços. Em particular, quando o material é recozido nas costuras após o processo SRE, o corpo tubular rapidamente extrai calor da área de solda. Se a segregação for alta o suficiente, áreas de alta dureza alongadas com a possível presença de martensita podem ser formadas como consequência das condições de resfriamento. Estas áreas permanecerão no tubo para tornarem-se caminhos fáceis para propagação de fraturas. 0 fato de o novo processo ser aplicado como o último estágio de produção permite a minimização das áreas endurecidas excessivamente. Outras diferenças relevantes são: a) os deslocamentos introduzidos durante a formação a frio do tubo não estão presentes no novo produto, b) os carbetos no novo produto são menores e isolados em comparação com os carbetos extensos quebradiços de perlita/bainita típicos. Como consequência, o tubo em espiral produzido com químicas e condições de processamento de acordo com esta descrição apresenta uma performance aprimorada a fratura em ambiente contendo H2S.

Tabela F1: Químicas de aço e Graus de tubos em espiral analisados neste estudo.

[0121] De forma a realizar uma primeira análise da resistência a fratura por estresse de sulfeto, amostras de tubos em espiral Grau 80 produzidas por i) o processo padrão e ii) a nova química-processo foram avaliadas usando o método C (argola em forma de C) de NACE TM0177. Químicas de aço são mostradas na Tabela F1. Ambos materiais (3 espécimes, em cada caso) foram testados com a costura SRE no centro da amostra em argola C, usando as seguintes condições: [0122] Carga: 90 % de 551,6 MPa (80Ksi), Solução A, 1 bar H2S, Tempo de teste: 720 h [0123] No caso do tubo em espiral padrão todos os 3 espécimes falharam. Por outro lado, as 3 amostras correspondendo à nova química-processo passaram no teste (Figuras 5A-B com figuras de argolas e C) . Apesar de mais testes estarem em andamento para analisar a resistência a fragilização de diferentes Graus, bem como os efeitos da solda em viés, este primeiro resultado mostra um claro aprimoramento em comparação com a condição padrão, atribuído a uma microestrutura mais homogênea de metal base e linha SRE no caso da nova rota de processo nova.

[0124] Como mostrado nas Figuras 18A-B, a argola em C formada pelo processo convencional possui uma grande fratura abaixo do meio, enquanto que a argola em C formada pelas modalidades do processo descrito não fraturou.

[0125] Em algumas modalidades, adições de B-Ti e Cr-Mo podem reduzir a quantidade máxima de Mn. Em algumas modalidades, Graus podem ser maiores que 110, os quais podem ser difíceis de se alcançar usando o método padrão.

[0126] Funcionalidades, materiais, características, ou grupos descritos em conjunto com um aspecto ou modalidade especifica, ou por exemplo devem ser entendidas para serem aplicáveis a qualquer outro aspecto, modalidade ou exemplo descrito aqui, a menos que seja incompatível com os mesmos. Todas as características descritas nesta especificação (incluindo quaisquer reivindicações, resumo e figuras acompanhantes), e/ou toda e qualquer etapa de qualquer método ou processo então descrito, podem ser combinadas em qualquer combinação, exceto combinações em que pelo menos algumas das ditas características e/ou etapas são mutualmente exclusivas. A proteção não é restrita aos detalhes de qualquer das modalidades anteriores. A proteção estende-se a qualquer nova, ou qualquer combinação nova, das características descritas neste relatório (incluindo quaisquer reivindicações, resumo e figuras acompanhantes), ou a qualquer nova, ou qualquer combinação nova, das etapas de qualquer método ou processo então descrito.

[0127] Enquanto que certas modalidades foram descritas, estas modalidades foram apresentadas por meio de exemplo, somente, e não têm a intensão de limitar o escopo de proteção. De fato, os novos métodos e aparatos descritos aqui podem ser incorporados em uma variedade de outras formas. Ademais, várias omissões, substituições e mudanças na forma dos métodos, composições e aparatos descritos aqui podem ser feitas. Aqueles versados na técnica apreciarão que, em algumas modalidades, a etapas tomadas de fato nos processos ilustrados e/ou descritas podem ser diferentes daquelas mostradas nas figuras. Dependendo da modalidade, certas das etapas descritas acima podem ser removidas, outras podem ser adicionadas. Adicionalmente, as características e atributos das modalidades específicas descritas acima podem ser combinadas de diferentes formas para formar modalidades adicionais, todas as quais estão dentro do escopo da presente descrição.

[0128] Apesar de a presente- descrição incluir certas modalidades, exemplos e aplicações, será entendido por aqueles versados na técnica que a presente descrição estende-se além das modalidades descritas especificamente para outras" modalidades e/ou usos alternativos e modificações óbvias e equivalentes das mesmas, incluindo modalidades que não fornecem todas as características e vantagens dispostas aqui. Por conseguinte, o escopo da presente descrição não tem a intenção de ser limitado pelas descrições específicas das modalidades preferidas aqui, e pode ser definido pelas reivindicações como apresentadas aqui ou como apresentadas no futuro.

REIVINDICAÇÕES

Claims

1. Tubo de aço em espiral formado por uma pluralidade de tiras soldadas caracterizado por o tubo incluir regiões de metal base, juntas de solda, e suas zonas afetadas por calor, compreendendo: um limite de elasticidade maior que cerca de 551,58 MPa (80ksi); uma composição compreendendo: 0,17-0,35 % p carbono; 0,30-2,00 % p manganês; 0,10-0,30 % p silício; 0,010-0,040 % p alumínio; até 0,010 % p enxofre; até 0,015 % p fósforo; até 1,0 % p cromo; até 0,5 % p molibdênio; até 0,0030 % p boro; até 0,030 % p titânio; até 0,50 % p cobre; até 0,50 % p níquel; até 0,1 % p nióbio; até 0,15 % p vanádio; até 0,0050 % p oxigênio; até 0,05 % p cálcio; e sendo o balanço de ferro e impurezas inevitáveis; e uma microestrutura final compreendendo uma mistura de martensita revenida e bainita; em que a microestrutura final do tubo em espiral compreende mais que 90 % volume de martensita revenida nas regiões de metal base, nas juntas de solda e nas zonas afetadas por calor; em que a microestrutura final ao longo de todas as regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor é homogênea; e em que a microestrutura final compreende uma distribuição uniforme de carbetos finos ao longo das regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor.

2. Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por a composição compreender: 0,17 a 0,30 % p carbono; 0,30 a 1,60 % p manganês; 0,10 a 0,20 % p silício; até 0,7 % p cromo; até 0,5 % p molibdênio; até 0,04 % p nióbio; até 0,10 % p vanádio; até 0,0015 % p oxigênio; até 0,03 % p cálcio; até 0,003 % p enxofre; e até 0,010 % p fósforo.

3. Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por a composição compreender: 0,0005 a 0,0025 % p boro; e 0,010 a 0,025 % p titânio.

4. Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por a composição compreender: 0,25 a 0,35 % p cobre; e 0,20 a 0,35 % p níquel.

5. Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por o tubo possuir um limite de elasticidade mínimo de 861,84 MPa (125 ksi).

6. Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por o tubo possuir um limite de elasticidade mínimo de 965,27 MPa (140 ksi).

7. Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por o tubo possuir um limite de elasticidade mínimo entre 861,84 MPa (125 ksi) e 965,27 MPa (140 ksi).

8. Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por a microestrutura final compreender pelo menos 95% volume de martensita revenida nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor.

9. Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por o tubo possuir um tamanho final de grão abaixo de 20 pm nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor.

10 . Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 9, caracterizado por o tubo possuir um tamanho final de grão abaixo de 15 pm nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor.

11 . Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por as juntas de solda compreenderem soldas em viés.

12 . Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 11, caracterizado por a vida em fadiga nas soldas em viés ser pelo menos cerca de 80% das regiões de metal base.

13 . Tubo de aço em espiral de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por a dureza percentual de uma junta de solda, incluindo sua zona afetada pelo calor, ser 110% ou menor que a dureza do metal base.

14 . Método para formar um tubo de aço em espiral caracterizado por compreender: fornecer tiras tendo uma composição compreendendo: 0,17-0,35 % p carbono; 0,30-2,00 % p manganês; 0,10-0,30 % p silício; 0,010-0,040 % p alumínio; até 0,010 % p enxofre; até 0,015 % p fósforo; até 1,0 % p cromo; até 0,5 % p molibdênio; até 0,0030 % p boro; até 0,030 % p titânio; até 0,50 % p cobre; até 0,50 % p níquel; até 0,1 % p nióbio; até 0,15 % p vanádio; até 0,0050 % p oxigênio; até 0,05 % p cálcio; e sendo o balanço de ferro e impurezas inevitáveis; e soldar as tiras juntas; formar um tubo a partir das tiras soldadas, em que o tubo compreende regiões de metal base, soldas de junta e suas zonas afetadas por calor; austenitizar o tubo entre 900-1000°C; temperar o tubo para formar uma microestrutura de martensita e bainita final enquanto temperada, em que a microestrutura, enquanto temperada, compreende pelo menos 90% martensita nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor; e revenir o tubo temperado entre 550-720°C, em que revenir o tubo temperado resulta em um limite de elasticidade maior que cerca de 551,58 MPa (80 ksi); em que a microestrutura ao longo de todas as regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor é homogênea; e em que a microestrutura compreende uma distribuição uniforme de carbetos finos através das regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor.

15 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por a solda das tiras compreender solda em viés.

16 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por a formação do tubo compreender a formação de uma junta em linha.

17 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por compreender adicionalmente torcer o tubo revenido em uma bobina.

18 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por a austenitização formar um tamanho de grão abaixo de 20pm nas regiões de metal base, juntas de solda e zonas afetadas por calor.

19 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por a composição compreender: 0,17 a 0,30 % p carbono; 0,30 a 1,60 % p manganês; 0,10 a 0,20 % p silício; até 0,7 % p cromo; até 0,5 % p molibdênio; até 0,04 % p nióbio; até 0,10 % p vanádio; até 0,00015 % p oxigênio; até 0,03 % p cálcio; até 0,003 % p enxofre; e até 0,010 % p fósforo.

20 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por a composição compreender: 0,0005 a 0,0025 % p boro; e 0,010 a 0,025 % p titânio.

21 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por a composição compreender: 0,25 a 0,35 % p cobre; e 0,20 a 0,35 % p níquel.

22 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por o tubo revenido possuir um limite de elasticidade maior que ou igual a 861,84 MPa (125 ksi).

23 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por o tubo revenido possuir um limite de elasticidade mínimo de 965,27 MPa (140 ksi).

24 . Método de acordo com a reivindicação 14, caracterizado por o tubo revenido possuir um limite de elasticidade mínimo entre 861,84 (125 ksi) e 965,27 MPa (140 ksi).