BR112015005870B1 - aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que tem resistência a trinca por tensão de sulfeto e método de fabricação dos mesmos - Google Patents

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Abstract

resumo “aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que tem resistência a rachadura por tensão de sulfeto excelente e método de fabricação dos mesmos” o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção tem um composto químico que contém, por cento em massa, c: 0,56 a 1%, si: 0,05 a 0,50%, mn: 0,05 a 1%, p: no máximo 0,025%, s: no máxima 0,010%, al: 0,005 a 0,100%, mo: 0,40 a 1%, v: 0,05 a 0,30%, e o: no máximo 0,010%, sendo o saldo fe e impurezas, em que o limite elástico dos mesmos é de pelo menos 862 mpa e a largura de meio valor de uma [211] superfície de cristal obtida por difração de raios x é de no máximo 0,50°. 1/1

Description

(54) Título: AÇO DE BAIXA LIGA PARA PRODUTOS TUBULARES DA INDÚSTRIA PETROLÍFERA QUE TEM RESISTÊNCIA A TRINCA POR TENSÃO DE SULFETO E MÉTODO DE FABRICAÇÃO DOS MESMOS (73) Titular: NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL CORPORATION. Endereço: 6-1, Marunouchi 2-chome, Chiyodaku, Tokyo, JAPÃO(JP), 1008071 (72) Inventor: TOMOHIKO OMURA; YUJI ARAI; KAORI KAWANO; AKIHIRO SAKAMOTO; KAZUO OKAMURA; KENJI YAMAMOTO; KEIICHI KONDO.
Prazo de Validade: 20 (vinte) anos contados a partir de 05/11/2012, observadas as condições legais
Expedida em: 21/11/2018
Assinado digitalmente por:
Alexandre Gomes Ciancio
Diretor Substituto de Patentes, Programas de Computador e Topografias de Circuitos Integrados
1/52
AÇO DE BAIXA LIGA PARA PRODUTOS TUBULARES DA INDÚSTRIA PETROLÍFERA QUE TEM RESISTÊNCIA A TRINCA POR TENSÃO DE SULFETO E MÉTODO DE FABRICAÇÃO DOS MESMOS.
CAMPO DA TÉCNICA [0001] A presente invenção refere-se a um aço para produtos tubulares da indústria petrolífera e um método de fabricação do mesmo e, em particular, a um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, que é usado para produtos tubulares da indústria petrolífera do revestimento, tubulação e similares para poços de petróleo e poços de gás e um método de fabricação para os mesmos.
ANTECEDENTES DA TÉCNICA [0002] Com profundidade crescente de um poço de petróleo e um poço de gás (de agora em diante, um poço de petróleo e um poço de gás são denominados simplesmente de “poço de petróleo” como um termo geral), é exigido que os produtos tubulares da indústria petrolífera tenham uma força mais alta. Convencionalmente, produtos tubulares da indústria petrolífera de grau 80 ksi (que têm um limite de escoamento de 80 a 95 ksi, isto é, 551 a 654 MPa) ou grau de 95 ksi (que têm um limite de escoamento de 95 a 110 ksi, isto é, 654 a 758 MPa) foram usados amplamente. Hoje em dia, entretanto, produtos tubulares da indústria petrolífera de grau 110 ksi (que têm um limite de escoamento de 110 a 125 ksi, isto é, 758 a 862 MPa) são postos em uso.
[0003] Adicionalmente, muitos dos poços profundos que foram desenvolvidos recentemente contêm sulfeto de hidrogênio corrosivo. Portanto, é exigido que os produtos tubulares da indústria petrolífera tenham não apenas uma força alta mas também uma resistência a trinca por tensão de sulfeto (de agora em diante, também denominada de resistência a SSC).
[0004] Como uma medida para aprimorar a resistência a SSC dos produtos tubulares da indústria petrolífera convencionais de graus 95 a 110 ksi, um método é conhecido em que um aço é purificado, ou uma microestrutura de aço é feita fina. Por exemplo, o documento n° JP62- 253720A propõe um
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2/52 método para aprimorar a resistência a SSC reduzindo-se elementos de impureza tais como Mn e P. O documento n° JP59-232220A propõe um método em que são feitos finos realizando-se tratamento de têmpera duas vezes para aprimorar a resistência a SSC.
[0005] Conforme descrito acima, para alcançar a exigência para força mais alta de produtos tubulares da indústria petrolífera, hoje em dia, um aço para produtos tubulares da indústria petrolífera de grau 125 ksi (que tem um limite de escoamento de 862 a 965 MPa) é proposto. Entretanto, com um aumento em força, é suscetível que ocorra a trinca por tensão de sulfeto (SSC). Portanto, para o aço para produtos tubulares da indústria petrolífera de grau 125 ksi ou mais alto, é exigido aprimoramento adicional para a resistência a SSC conforme comparado ao aço convencional para produtos tubulares da indústria petrolífera de grau 95 ksi ou 110 ksi.
[0006] Os documentos n° JP6-322478A, n° JP8-311551A, n° JP11-335731A, n° JP2000-178682A, n° JP2000-256783A, n° JP2000297344A, n° JP2000-119798A, n° JP2005-350754A e n° JP2006-265657A propõem medidas para aprimorar a resistência a SSC de aços de força alta para produtos tubulares da indústria petrolífera.
[0007] O documento n° JP6-322478A propõe um método em que uma microestrutura de aço é feita fina por tratamento de calor de aquecimento por indução para aprimorar a resistência a SSC de um material de aço de grau 125 ksi. O documento n° JP11-335731A propõe um método em que a temperabilidade é melhorada quando o processo de têmpera direto é usado e a temperatura de revenido é aumentada para aprimorar a resistência a SSC de tubos de aço de grau 110 ksi a grau 140 ksi. O documento n° JP11-335731A propõe um método para aprimorar a resistência a SSC de um aço de baixa liga de grau 110 ksi a grau 140 ksi regulando-se os elementos de liga de modo a ter teores ótimos. O n° JP2000-178682A, n° JP2000-256783A e n° JP2000297344A propõem métodos para aprimorar as resistências a SSC de aços de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de grau 110 ksi a grau
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140 ksi controlando-se o modo de carboneto. O documento n ° JP2000119798A propõe um método para atrasar o tempo de ocorrência de SSC em um material de aço de grau 110 ksi a grau 125 ksi precipitando-se carbonetos V finos em quantidades grandes. O documento n° JP2005-350754A propõe um método para aprimorar a resistência a SSC de produtos tubulares da indústria petrolífera de grau 125 ksi ou mais alto controlando-se a densidade de deslocamento e o coeficiente de difusão de hidrogênio para valores desejados. O documento n° JP2006-265657A propõe um método em que uma estrutura de fase única de bainita que contém bastante carbono é formada interrompendose resfriamento de água a 400 a 600 °C no momento de resfriamento de água e realizando-se o tratamento de calor de transformação isotérmica (tratamento de ausrevenido) a 400 a 600 °C para aprimorar a resistência a SSC de um aço para produtos tubulares da indústria petrolífera de grau 125 ksi ou mais alto.
SUMÁRIO DA INVENÇÃO [0008] Hoje em dia, é exigido aprimoramento adicional para a resistência a SSC de um aço para produtos tubulares da indústria petrolífera de grau 125 ksi ou mais alto (que têm um limite de escoamento de 862 MPa ou mais alta).
[0009] Um objetivo da presente invenção é fornecer um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que tem um limite de escoamento de 862 MPa (125 ksi) ou mais alto e uma resistência a SSC excelente.
[0010] O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção tem um composto químico que contém, por cento em massa, C: 0,56 a 1%, Si: 0,05 a 0,50%, Mn: 0,05 a 1%, P: no máximo 0,025%, S: no máxima 0,010%, Al: 0,005 a 0,100%, Mo: 0,40 a 1%, V: 0,07 a 0,30%, e O: no máximo 0,010% e N: no máximo 0,0300%, sendo o saldo de Fe e impurezas, em que o limite de escoamento dos mesmos é de pelo menos 862 MPa e a largura à meia altura dos picos de difração em uma superfície cristalina [211] é de no máximo 0,50°.
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4/52 [0011] O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção tem um limite de escoamento de pelo menos 862 MPa e uma resistência a SSC excelente.
[0012] O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção pode conter Cr: no máximo 2% adicionalmente. Igualmente, o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção pode conter, adicionalmente, um ou mais tipos selecionados de um grupo que consiste em Nb: no máximo 0,100%, Ti: no máximo 0,100% e Zr: no máximo 0,100%. O aço 10 de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção pode conter Ca: 0,0100% ou menos adicionalmente. O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção pode conter B: no máximo 0,0030% adicionalmente. Preferencialmente, o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria 15 petrolífera de acordo com a presente invenção adicionalmente tem uma porcentagem de austenita retida de menos de 5%.
[0013] O primeiro método de fabricação para um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção inclui as etapas de trabalhar a quente um material de aço que tem 20 uma composição química que contém, por cento em massa, C: 0,56 a 1%, Si:
0,05 a 0,50%, Mn: 0,05 a 1%, P: no máximo 0,025%, S: no máxima 0,010%, Al: 0,005 a 0,100%, Mo: 0,40 a 1%, V: 0,07 a 0,30%, O: no máximo 0,010% e N: no máximo 0,0300%, sendo o saldo de Fe e impurezas; têmpera do material de aço por tratamento de resfriamento contínuo a uma taxa de resfriamento de 25 tal modo que o período de tempo durante o qual a temperatura de material diminui da temperatura de têmpera para a temperatura de início de transformação martensítica esteja dentro de 600 segundos; e revenir o material de aço que foi temperado.
[0014] O primeiro método de fabricação de acordo com a 30 presente invenção permite que um aço de baixa liga para produtos tubulares da
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5/52 indústria petrolífera que tem resistência a SSC excelente seja produzido.
[0015] O segundo método de fabricação for um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção inclui as etapas de trabalhar a quente um material de aço que tem uma composição química que contém, por cento em massa, C: 0,56 a 1%, Si: 0,05 a 0,50%, Mn: 0,05 a 1%, P: no máximo 0,025%, S: no máxima 0,010%, Al: 0,005 a 0.100%, Mo: 0,40 a 1%, V: 0,07 a 0,30%, O: no máximo 0,010% e N: no máximo 0,0300%, sendo o saldo de Fe e impurezas; submeter o material de aço to tratamento de têmpera que inclui tratamento isotérmico; e revenir o material de aço que foi temperado. A etapa de submeter o material de aço ao tratamento de têmpera que inclui tratamento isotérmico inclui uma etapa de resfriamento inicial para resfriar o material de aço da temperatura de têmpera para uma temperatura que excede 100 °C e não mais alta do que 300 °C a uma taxa de resfriamento de pelo menos 0,7 °C/s; uma etapa de tratamento isotérmico para manter o material de aço que foi submetido à etapa de resfriamento inicial na faixa de temperatura de excedentes 100 °C e não mais do que 300 °C; e uma etapa de resfriamento final de resfriar o material de aço que foi submetido à etapa de tratamento isotérmico.
[0016] O segundo método de fabricação de acordo com a presente invenção permite que um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que tem resistência a SSC excelente seja produzido.
BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS [0017] A Figura 1 é um gráfico que mostra a relação de razão de aspecto de carbonetos e concentração de elemento de formação de liga noscarbonetos com o teor de C.
[0018] A Figura 2 é um gráfico que mostra a relação de largura à meia altura de pico de difração (°) de [211] de superfície e concentração de hidrogênio em aço para teor de C.
[0019] A Figura 3 é um diagrama para explicar uma etapa de têmpera realizada por tratamento de resfriamento contínuo e uma etapa de
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6/52 têmpera que inclui tratamento isotérmico de acordo com a presente invenção.
[0020] A Figura 4 é um gráfico que mostra a relação entre a espessura de parede de um tubo de aço t (mm) e a taxa de resfriamento crítico (°C/s), que não causa trincas por têmpera e é medida conforme a temperatura da superfície externa do tubo de aço cai de 800 °C para 500 °C, de acordo com o primeiro método de fabricação da presente invenção.
DESCRIÇÃO DE MODALIDADES [0021] Uma modalidade da presente invenção será agora descrita em detalhes com referência aos desenhos anexos. Um ideograma de “%” em relação aos elementos de composição química significa “por cento em massa”.
[ESBOÇO DE AÇO DE BAIXA LIGA PARA PRODUTOS TUBULARES PARA INDÚSTRIA DE PETRÓLEO DESSA MODALIDADE] [0022] Os presentes inventores pensaram que a resistência a SSC de um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera é afetada pelos formatos de carbonetos e as densidades de deslocamento no aço. Como o resultado de investigação e estudo, os presentes inventores obtiveram as seguintes constatações.
[0023] (1) O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera normalmente é submetido a um tratamento de têmpera e revenido. No momento de um tratamento de têmpera e revenido, diversos carbonetos são produzidos no aço.
[0024] Com achatamento crescente dos formatos de carboneto M3C e carboneto M23C6, que são produzidos nos limites de grão de cristal, dentre esses carbonetos, é suscetível que ocorra trinca por tensão de sulfeto (SCC) sendo esses carbonetos pontos de partida. Nessa modalidade, “M” do carboneto M3C e carboneto M23C6 é Fe, Cr ou Mo. Abaixo, o carboneto M3C e o carboneto M23C6 produzidos nos limites de grão de cristal são definidos como “carbonetos de limite de grão”.
[0025] Conforme os formatos dos carbonetos de limite de grão
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7/52 se tornam próximos a formatos esféricos, é menos suscetível que SSC ocorra a partir dos carbonetos de limite de grão e a resistência a SSC é aprimorada. Portanto, a fim de aprimorar a resistência a SSC, é preferencial que os carbonetos incluindo-se os carbonetos de limite de grão são feitos esféricos.
[0026] Os carbonetos podem ser feitos esféricos até certo ponto aumentando-se a temperatura de revenido. Entretanto, a esfericalização de carbonetos causada pelo aumento em temperatura de revenido tem um limite. Portanto, é preferencial que os carbonetos possam ser esfericalizados adicionalmente por um método que não o método em que a temperatura de 10 revenido é aumentada.
[0027] (2) Um teor de carbono de 0,56% ou mais alto habilita esfericalização adicional de carbonetos selecionando-se apropriadamente condições de fabricação tais como condições de revenido. A curva c1 na Figura 1 é um gráfico que mostra a relação entre o teor de C no aço de baixa liga e a 15 razão de aspecto de carbonetos. A razão de aspecto de carbonetos, conforme usada no presente documento, é uma proporção de um eixo geométrico secundário médio para um eixo geométrico primário médio, conforme descrito à frente. Conforme a razão de aspecto se torna mais próxima de 1, a extensão de esfericalização se torna maior. A Figura 1 foi obtida pelo método descrito 20 abaixo. Uma pluralidade de materiais de placa que têm composições químicas que estão na faixa da presente invenção e uma pluralidade de materiais de placa que têm composições químicas em que apenas os teores de C desviam da faixa da presente invenção foram preparadas. Ambos os materiais de placa foram produzidos pelo método de fabricação descrito à frente de acordo com a 25 presente invenção. Especificamente, 50 a 180 kg de cada do material de aços que tem a composição química descrita acima foi derretido para produzir um lingote. O lingote foi forjado a quente para produzir um bloco. O bloco foi laminado a quente para produzir um material de placa que tem uma espessura de 12 a 15 mm. O material de placa foi temperado por tratamento de 30 resfriamento contínuo. Nesse momento, o período de tempo durante o qual a
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8/52 temperatura de superfície do material de placa diminui da temperatura de têmpera (920°) para a temperatura de início de transformação martensítica (ponto Ms) estava dentro de 600 segundos. Após ser resfriado, material de placa foi revenido a 700 °C. Após o revenido, a partir de cada dos materiais de 5 placa, um espécime teste que tem uma espessura que foi a mesma que a espessura do material de placa, uma largura de 20 mm e um comprimento de 10 mm foi amostrado. O espécime teste foi enterrado em uma resina em uma direção de corte transversal do material de placa e foi moído. O espécime teste moído foi observado sob um microscópico de elétrons com o uso do método 10 réplica de extração para determinar a razão de aspecto de carbonetos.
Especificamente, cinco campos visuais foram observados a uma ampliação de x10.000 e os eixos geométricos primários e eixos geométricos secundários de todos os carbonetos nos campos visuais foram medidos. Nesse momento, uma pluralidade de eixos geométricos foi medida em cada carboneto e o eixo 15 geométrico máximo foi tomado como o “eixo primário” e o eixo geométrico mínimo como o “eixo secundário”. A média de eixos primários (de agora em diante denominado de “eixo geométrico primário médio”) de todos os carbonetos medidos nos cinco campos visuais foi determinada. Similarmente, a média de eixos secundários (de agora em diante denominado de “eixo 20 geométrico secundário médio”) de todos os carbonetos medidos nos cinco campos visuais foi determinada. Com base na Fórmula (A), a razão de aspecto de material de placa foi determinada.
Razão de aspecto = eixo secundário médio / eixo primário médio ... (A) [0028] Adicionalmente, o teor de Cr, teor de Mo e o teor de Mn em 25 dez carbonetos selecionados arbitrariamente em cada campo visual foram identificados por EDX (um microanalisador de raios x de dispersão de energia). A média dos valores totais do teor de Cr, teor de Mo e do teor de Mn identificados nos carbonetos foi definida como uma “concentração de elemento de formação de liga” (unidade: % de massa). Com o uso da razão de aspecto e 30 concentração de elemento de formação de liga (%) determinada pelos métodos
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9/52 descritos acima, a Figura 1 foi preparada.
[0029] A curva C1 na Figura 1 representa a razão de aspecto de carbonetos em relação ao teor de C. A curva C2 na Figura 1 representa a concentração de elemento de formação de liga (%) em relação ao teor de C. Em referência à Figura 1, a razão de aspecto de carbonetos aumentou extraordinariamente com o aumento em teor de C até que o teor de C chegou a 0,56%. Isto é, com o aumento em teor de C, os carbonetos foram esfericalizados. Por outro lado, quando o teor de C excedeu 0,56%, embora a razão de aspecto tenha aumentado com o aumento em teor de C, o grau de aumento foi pequeno se comparado ao caso onde o teor de C foi 0,56% ou menor.
[0030] A concentração de elemento de formação de liga nos carbonetos indicada pela curva C2 na Figura 1 diminuiu extraordinariamente com o aumento em teor de C até que o teor de C chegou a 0,56%. Por outro lado, quando o teor de C se tornou 0,56% ou mais alto, o grau de decréscimo na concentração de elemento de formação de liga foi pequeno se comparado ao caso onde o teor de C foi menor do que 0,56%.
[0031] As constatações acima revelaram que se o teor de C é 0,56% ou mais alto, os carbonetos são esfericalizados extraordinariamente se condições de fabricações forem selecionadas apropriadamente. A razão para isso é presumida conforme descrito abaixo. Os elementos de formação de liga (Cr, Mo e Mn) estão contidos nos carbonetos pela substituição por Fe nos carbonetos. Conforme mostrado pela curva C2 na Figura 1, quando o teor de C no aço aumenta, a concentração de elemento de formação de liga nos carbonetos diminui e a concentração de Fe nos carbonetos aumenta. Portanto, é presumido que os carbonetos seja esfericalizados.
[0032] (3) A relação da largura à meia altura de pico de difração (que tem correlação positiva com a densidade de deslocamento no aço) da superfície [211] e a concentração de hidrogênio no aço para o teor de C no aço é conforme mostrado na Figura 2. Aqui, [211] significa plano cristalino [211] de
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10/52 α-Fe. A Figura 2 foi obtida pelo método descrito abaixo. Uma pluralidade de materiais de placa foi preparada em que os teores de elementos que não C estavam na faixa da composição química da presente invenção e o teor de C foram alterados diversamente. Os materiais de placa preparados foram 5 produzidos pelo mesmo método de fabricação que aquele do momento quando a Figura 1 foi obtida. A partir de cada um dos materiais de placa que foram revenidos, um espécime teste que tem uma espessura que foi a mesma que a espessura do material de placa, uma largura de 20 mm e um comprimento de 1 mm foi amostrado. Com o uso desse espécime teste, a largura à meia altura da 10 superfície cristalina [211] foi determinada por difração de raios x. Imagina-se que a largura à meia altura reflita a densidade de deslocamento no aço. Adicionalmente, de cada dos materiais de placa, um espécime teste que tem uma espessura de 2 mm, uma largura de 10 mm e um comprimento de 40 mm foi amostrado. O espécime teste amostrado foi imerso em um banho de teste 15 (temperatura normal e uma solução aquosa (5% de NaCl + 0,5% de CH3COOH), em que o gás de sulfeto de hidrogênio foi saturado) por 336 horas. O teste de espécime imerso foi tomado do banho de teste e o teor de hidrogênio oclusos difusível no aço foi medido pelo método de dessorção programado por, por meio do qual a Figura 2 foi obtida. A curva C3 na Figura 2 20 representa a relação entre o teor de C e a largura à meia altura. As abscissas da Figura 2 representam o teor de C (%). A curva C4 na Figura 2 representa a relação entre o teor de C e concentração de hidrogênio (ppm) no aço.
[0033] Geralmente, conforme o teor de C aumenta, a porcentagem de martensita (a razão de volume de martensita para a estrutura 25 inteira do aço) tende a aumentar. A referência à Figura 2, com o aumento em teor de C, a densidade de deslocamento no aço diminuiu extraordinariamente. Adicionalmente, a concentração de hidrogênio no aço também diminuiu extraordinariamente com o aumento em teor de C. Quando o teor de C era de 0,56% ou mais alto, a concentração de hidrogênio não diminui tanto.
[0034] As constatações acima revelaram que com o aumento em
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11/52 teor de C e com o aumento em porcentagem de martensita, a densidade de deslocamento após o revenido diminui e a concentração de hidrogênio no aço também diminui extraordinariamente. O decréscimo em concentração de hidrogênio converge nas proximidades de 0,56% de teor de C e a concentração de hidrogênio não diminui tanto quando o teor de C é 0,56% ou mais alto.
[0035] Portanto, com o aumento em porcentagem de martensita,a densidade de deslocamento após o revenido diminui. O deslocamento serve como um local de captura de hidrogênio. O decréscimo em densidade de deslocamento diminui a concentração de hidrogênio no aço e aprimora a 10 resistência a SSC.
[0036] (4) A densidade de deslocamento é proporcional à largura à meia altura de pico de difração (°) da superfície cristalina [211] obtida por difração de raios x. Se a proporção de martensita é considerada apropriada quando o teor de C é 0,56% ou mais alto e a largura à meia altura (°) da 15 superfície cristalina [211] é de 0,50 ou menor, uma resistência a SSC excelente pode ser obtida.
[0037] (5) Conforme descrito acima, se o teor de C é 0,56% ou mais alto e a largura à meia altura (°) da superfície cristalina [211] obtida por difração de raios x é de 0,50 ou menor, os carbonetos são esfericalizados e a 20 densidade de deslocamento também é diminuída, de modo que a resistência a
SSC seja aprimorada. Entretanto, se o teor de C é 0,56% ou mais alto, trincas por têmpera causadas por transformação martensítica podem ser produzidas dependendo das condições de têmpera. No documento n° JP2006-265657A, para impedir trincas por têmpera causadas por transformação martensítica, 25 tratamento de calor de transformação isotérmica (tratamento de ausrevenido) é realizado a 400 a 600 °C após trabalho a quente para transformar a estrutura de aço em uma estrutura que consiste principalmente de bainita. Entretanto, no caso onde a estrutura de aço que tem um teor de C de 0,56% ou mais alto é transformada em uma estrutura que consiste principalmente em bainita, grandes 30 quantidades de carbonetos são produzidas no momento do tratamento de
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12/52 ausrevenido. As grandes quantidades produzidas de carbonetos impedem a recuperação de deslocamento no tempo de revenido. Por essa razão, a densidade de deslocamento do aço que foi revenido aumenta. Portanto, a estrutura do aço que foi temperado contém preferencialmente martensita, sendo que não é uma estrutura de bainita única. Isso é devido ao fato de que sob as condições de têmpera sob as quais martensita é produzida, é menos suscetível que grandes quantidades de carbonetos sejam produzidas no momento de têmpera.
[0038] (6) É difícil medir quantitativamente martensita e bainita do aço que foi resfriado. Entretanto, a dureza do aço que foi temperado (isto é, o material conforme temperado) aumenta com o aumento da porcentagem de martensita no aço. Se a dureza do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que foi temperado e não foi revenido satisfaz a Fórmula (1), martensita de uma quantidade o bastante para diminuir a densidade de deslocamento é produzida no aço e a largura à meia altura da superfície cristalina [211] do aço que foi revenido se torna 0,50° ou menor.
Dureza de Rockwell (HRC) > 50 x C + 26 ... (1) [0039] em que para o símbolo do elemento (C) na Fórmula (1), o teor (% de massa) do elemento correspondente é substituído.
[0040] (7) Conforme a etapa de têmpera do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção, tanto têmpera de C10 realizada por tratamento de resfriamento contínuo quanto têmpera de C11 que inclui tratamento isotérmico mostrado na Figura 3 podem ser adotadas. Na têmpera de C10 realizado por tratamento de resfriamento contínuo, a temperatura de aço é diminuída continuamente por resfriamento por água ou resfriamento por óleo para temperar bruscamente o aço. A têmpera de C11 que inclui tratamento isotérmico é realizado conforme descrito abaixo. O aço é resfriado da temperatura de têmpera para uma temperatura que excede 100 °C e não mais alta do que 300°C a uma taxa de resfriamento de 0,7 °C/s ou mais alta (de agora em diante, essa etapa de
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13/52 resfriamento é denominada de etapa de resfriamento inicial). Após a temperatura do aço foi diminuída para a temperatura que excede 100°C e não mais alta do que 300 °C resfriando-se, o resfriamento é interrompido e o aço é mantido na temperatura que excede 100 °C e não mais alta do que 300°C por um certo período de tempo (de agora em diante, essa etapa é denominada de etapa de tratamento isotérmico). Por meio desta, o aço é resfriado adicionalmente para temperatura normal (de agora em diante, essa etapa de resfriamento é denominada de etapa de resfriamento final). Em suma, a têmpera de C11 que inclui tratamento isotérmico inclui a etapa de resfriamento inicial, a etapa de tratamento isotérmico e a etapa de resfriamento final.
[0041] A “etapa de têmpera que inclui tratamento isotérmico” na presente invenção difere do ausrevenido descrito no documento n° JP2006265657A em que a temperatura de tratamento isotérmico é menor do que a faixa de temperatura em que transformação de bainita ocorre facilmente.
[0042] Na “etapa de têmpera que inclui tratamento isotérmico” na presente invenção, para o tratamento isotérmico, o material de aço é mantido em uma temperatura que excede 100 °C e não mais alta do que 300 °C. O tratamento isotérmico é suficiente se o material de aço for mantido na faixa de temperatura descrita acima e não for limitado a manter o material de aço em uma temperatura fixa.
[0043] Do ponto de vista de controle de trincas por têmpera, o tratamento isotérmico é realizado preferencialmente a uma temperatura que excede o ponto Ms e não mais alta do que 300 °C. Nesse caso, a taxa de resfriamento de resfriamento inicial pode ser aumentada suficientemente. Embora o mecanismo detalhado não esteja claro, nesse caso, é presumido que a bainita que precipita em algumas quantidades no processo de tratamento isotérmico restringe trincas por têmpera de serem produzidas na etapa de resfriamento final.
[0044] O “tratamento isotérmico” pode ser realizado em uma faixa de temperatura de não mais do que o ponto Ms e que excede 100 °C.
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Nesse caso, a taxa de resfriamento do resfriamento inicial é restrita. Entretanto, se a taxa de resfriamento é muito baixa, a dureza do aço que foi temperado se torna muito Pelo menos no resfriamento inicial, uma taxa de resfriamento tal como para produzir ferrita/perlita ou uma quantidade grande de bainita deveria ser evitada. Portanto, nesse caso, a taxa de resfriamento no momento de resfriamento inicial é preferencialmente 0,7°C/s ou mais alta.
[0045] O método de resfriamento para o resfriamento final não é submetido a qualquer restrição especial. Entretanto, um aço que tem um formato de tal modo que trincas por têmpera sejam facilmente produzidas, tal como um tubo de aço de parede espessa, é preferencialmente resfriado a uma taxa de resfriamento baixa.
[0046] No caso onde a têmpera realizada por tratamento de resfriamento contínuo é adotada, se o período de tempo durante o qual a temperatura de aço diminui da temperatura de têmpera (850 para 920 °C) para ponto Ms (de agora em diante, denominado de “tempo de passagem de ponto Ms”) está dentro de 600 segundos, a Fórmula (1) é satisfeita e a largura à meia altura da superfície cristalina [211] do aço que foi revenido é de 0,50° ou menor. Portanto, um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que tem uma resistência a SSC excelente pode ser obtido. Por outro lado, a fim de restringir trincas por têmpera, o tempo de passagem de ponto Ms é preferencialmente de 100 segundos ou mais longo.
[0047] No caso onde a têmpera que inclui tratamento isotérmico é adotada, se a temperatura de interrupção de resfriamento inicial e a temperatura de tratamento isotérmico excederem 100°C e forem 300 °C ou menor, a Fórmula (1) é satisfeita e trincas por têmpera são restritas.
[0048] (8) Sabe-se que têmpera tende a causar trincas por têmpera em um aço de baixa liga que contém C: 0,30% ou mais alto. Em geral presume-se que trincas por têmpera sejam causadas por tensão gerada pela transformação martensítica e, conforme a concentração de C aumenta, o esforço de treliça se torna maior, o que leva a tensão aumentada.
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15/52 [0049] Um tubo de aço tem restrições circunferenciais comparadas a uma placa de aço. Uma tensão em um tubo de aço é mais complicada do que uma tensão em uma placa de aço. Portanto, trincas por têmpera são geradas mais frequentemente em um tubo de aço do que em uma placa de aço. Ademais, é provável que ocorram trincas por têmpera se o tubo de aço tem uma espessura de parede ampla. É possível que um tubo de aço que contém C:0,30% ou mais alto e tem um diâmetro externo de 100 a 400 mm e uma espessura de parede de 5 a 100 mm desenvolva trincas por têmpera; particularmente, um tubo de aço que contém C:0,50% ou mais alto quase sempre desenvolve trincas por têmpera. Se o método de (7) descrito acima é usado, um tubo de aço de um aço de baixa liga que contém C: 0,56% ou mais alto pode ser temperado com uma quantidade apropriada de martensita, o que dessa forma realiza condições de carboneto que são consideradas apropriadas ou larguras de valor médio sem causar trincas por têmpera.
[0050] Com base nas constatações descritas acima, os presentes inventores completaram a presente invenção. Abaixo, o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a modalidade da presente invenção é explicado.
[COMPOSIÇÃO QUÍMICA] [0051] O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção tem a composição química descrita abaixo.
[0052] C: 0,56 a 1% [0053] No aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção, o teor de carbono (C) é mais alto do que aquele do aço de baixa liga convencional para produtos tubulares da indústria petrolífera. Conter bastante C promove a esfericalização de carbonetos em limites de grão e aprimora a resistência a SSC do aço. Adicionalmente, conter bastante C promove transformação martensítica em aço. Como resultado, a recuperação de deslocamento é promovida no tempo
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16/52 de revenido e a densidade de deslocamento do aço que foi revenido é diminuída. Por outro lado, se C estiver contido excessivamente, os efeitos saturam. Portanto, o teor de C é 0,56 a 1%. O limite inferior de teor de C é preferencialmente 0,58%, de modo adicionalmente preferencial 0,61%. O limite superior de teor de C é preferencialmente 0,80%, de modo adicionalmente preferencial 0,70%.
[0054] Si: 0,05 a 0,50%, [0055] Silício (Si) desoxida o aço. Por outro lado, se Si estiver contido excessivamente, o efeito satura. Portanto, o teor de Si é 0,05 a 0,50%. O limite inferior de teor de Si é preferencialmente 0,10%, de modo adicionalmente preferencial 0,13%. O limite superior de teor de Si é preferencialmente 0,35%, de modo adicionalmente preferencial 0,30%.
[0056] Mn: 0,05 a 1%, [0057] Manganês (Mn) melhora a temperabilidade do aço. Por outro lado, se Mn estiver contido excessivamente, o mesmo segrega em limites de grão com elementos de impureza tais como fósforo (P) e enxofre (S). Como resultado, a resistência a SSC do aço deteriora. Portanto, o teor de Mn é 0,05 a 1%. O limite inferior de teor de Mn é preferencialmente 0,10%, de modo adicionalmente preferencial 0,35%. O limite superior de teor de Mn é preferencialmente 0,60%, mais preferencialmente 0,50%, adicionalmente de modo mais preferencial 0,47%.
[0058] P: 0,025% ou menos [0059] Fósforo (P) é uma impureza e segrega em limites de grão e deteriora a resistência a SSC do aço. Por essa razão, o teor de P é preferencialmente o mais baixo possível. Portanto, o teor de P é 0,025% ou menos. O teor de P é preferencialmente 0,018% ou menos, mais preferencialmente 0,014% ou menos.
[0060] S: 0,010% ou menos [0061] Enxofre (S) é uma impureza e segrega em limites de grão como P e deteriora a resistência a SSC do aço. Por essa razão, o teor de S é
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17/52 preferencialmente o mais baixo possível. Portanto, o teor de S é 0,010% ou menos. O teor de S é preferencialmente de 0,005% ou menos, de modo adicionalmente preferencial 0,003% ou menos, ainda mais preferencialmente 0,0015 ou menos.
[0062] Al: 0,005 a 0,100% [0063] Alumínio (Al) desoxida o aço. Por outro lado, se Al estiver contido excessivamente, o efeito satura e possivelmente causa um aumento em inclusões. Portanto, o teor de Al é 0,005 a 0,100%. O limite inferior de teor de Al é preferencialmente 0,010%, de modo adicionalmente preferencial 0,020%. O limite superior de teor de Al é preferencialmente 0,060%, de modo adicionalmente preferencial 0,050%. O teor de “Al”, nesta descrição, significa o teor de “Al solúvel em ácido”, isto é, “sol.Al”.
[0064] Mo: 0,40 a 1%, [0065] Molibdênio (Mo) forma MC (M: Mo e V), que é um carboneto fino, junto com V descrito à frente. Isso eleva a temperatura de revenido de aço para obter um limite de escoamento de 862 MPa ou mais alto (125 ksi ou mais alto). Por essa razão, os carbonetos em limites de grão são esfericalizados e a densidade de deslocamento é diminuída. Por outro lado, se Mo está contido excessivamente, o efeito satura. Portanto, o teor de Mo é 0,40 a 1%. O limite inferior de teor de Mo é preferencialmente 0,65%, de modo adicionalmente preferencial 0,70%. O limite superior de teor de Mo é preferencialmente 0,90%, de modo adicionalmente preferencial 0,80%.
[0066] V: 0,07 a 0,30% [0067] Vanádio (V) forma MC (M: Mo e V), que é um carboneto fino, junto com Mo para elevar a temperatura de revenido de aço para obter um limite de escoamento de 862 MPa ou mais alto. Por outro lado, se V estiver contido excessivamente, a quantidade de V que dissolve no momento de têmpera satura e também o efeito de elevar a temperatura de revenido satura. Portanto, o teor de V é 0,07 a 0,30%. O limite inferior de teor de V é preferencialmente 0,08%. O limite superior de teor de V é preferencialmente
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0,20%, de modo adicionalmente preferencial 0,15%.
[0068] O: 0,010% ou menos [0069] Oxigênio (O) é uma impureza. Se O estiver contido excessivamente, óxidos ásperos são produzidos e a tenacidade e resistência a SSC do aço são deterioradas. Por essa razão, o teor de O é preferencialmente o mais baixo possível. Portanto, o teor de O é 0,010% ou menos.
[0070] N: 0,0300% ou menos [0071] Nitrogênio (N) combina com Al, Nb, Ti ou Zr para formar nitretos ou carbo-nitretos, de modo que a estrutura de aço seja feita fina por meio do efeito de ancoragem (pinning). O limite inferior de teor de N é preferencialmente 0,0030%, de modo adicionalmente preferencial 0,0040%. O limite superior de teor de N é preferencialmente 0,0200%, de modo adicionalmente preferencial 0,0150%.
[0072] N é uma impureza na fabricação de aço. Se os efeitos de nitretos ou carbonitretos não forem buscados como acima, a presente invenção não exclui a possibilidade de incluir N, uma impureza, em menos de 0,0030%.
[0073] O saldo da composição química do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera consiste em Fe e impurezas. As “impurezas” referidas no presente documento são elementos que entram de modo misturado do minério e fragmento usados como materiais brutos para aço ou dos ambientes e similares do processo de produção.
[A RESPEITO DE ELEMENTO OPCIONAL] [0074] O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera pode conter adicionalmente Cr .
[0075] Cr: 2% ou menos [0076] Cromo (Cr) é um elemento opcional. Cr melhora a temperabilidade do aço. Por outro lado, se Cr estiver contido excessivamente, o efeito satura. Portanto, o teor de Cr é 2% ou menos. Se o teor de Cr for 0,10% ou mais, o efeito descrito acima pode ser alcançado extraordinariamente. Entretanto, mesmo se o teor de Cr é menor do que 0,10%, o efeito descrito
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19/52 acima pode ser alcançado até certo ponto. O limite inferior de teor de Cr é preferencialmente 0,50%. O limite superior de teor de Cr é preferencialmente 1,50%, de modo adicionalmente preferencial 1,20%.
[0077] O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera pode conter adicionalmente um ou mais tipos selecionados de um grupo que consiste em Nb, Ti e Zr; Nb: 0,100% ou menos Ti: 0,100% ou menos, Zr: 0,100% ou menos [0078] Todos os nióbio (Nb), titânio (Ti) e zircônio (Zr) são elementos opcionais. Esses elementos combinam com C ou N para formar carbonetos, nitretos, ou carbo-nitretos. Os precipitados (carbonetos, nitretos e carbo-nitretos) desses elementos fazem a estrutura de aço fina por meio do efeito de ancoragem. Se um ou mais tipos selecionados de um grupo que consiste em Nb, Ti e Zr estão contidos mesmo em uma quantidade pequena, o efeito descrito acima pode ser alcançado. Por outro lado, se Nb, Ti ou Zr estiverem contidos excessivamente, o efeito satura. Portanto, o teor de Nb é 0,100% ou menos, o teor de Ti é 0,100% ou menos, e o teor de Zr é 0,100% ou menos. Se o teor de Nb for 0,002% ou mais, se o teor de Ti for 0,002% ou mais, ou se o teor de Zr for 0,002% ou mais, o efeito descrito acima é alcançado extraordinariamente. O limite inferior de teor de Nb, teor de Ti, ou teor de Zr é preferencialmente 0,005%. O limite superior de teor de Nb, teor de Ti, ou teor de Zr é preferencialmente 0,050%.
[0079] O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com essa modalidade pode conter adicionalmente Ca.
[0080] Ca: 0,0100% ou menos [0081] Cálcio (Ca) é um elemento opcional. Ca combina com S no aço para formar sulfetos, aprimorar os formatos de inclusões e portanto melhorar a resistência a SSC. Se Ca estiver contido mesmo em uma quantidade pequena, o efeito descrito acima pode ser alcançado. Por outro lado, se Ca estiver contido excessivamente, os efeitos saturam. Portanto, o teor de Ca é 0,0100% ou menos. O limite inferior de teor de Ca é preferencialmente
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0,0003%, de modo adicionalmente preferencial 0,0005%. O limite superior de teor de Ca é preferencialmente 0,0030%, de modo adicionalmente preferencial 0,0020%.
[0082] O aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com essa modalidade pode conter adicionalmente B.
[0083] B: 0,0030% ou menos [0084] Boro (B) é um elemento opcional. B melhora a temperabilidade do aço. Por outro lado, se B estiver contido excessivamente, o efeito satura. Portanto, o teor de B é 0,0030% ou menos. O limite inferior de teor de B é preferencialmente 0,0003%, de modo adicionalmente preferencial 0,0005%. O limite superior de teor de B é preferencialmente 0,0015%, de modo adicionalmente preferencial 0,0012%.
[MICROESTRUTURA E DENSIDADE DE DESLOCAMENTO] [0085] A microestrutura do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com essa modalidade consiste em uma estrutura misturada de martensita revenida e bainita revenida. Mais especificamente, a microestrutura do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera consiste principalmente em martensita revenida e bainita revenida e pode além disso conter precipitados tais como carbonetos, nitretos e carbo-nitretos, inclusões e austenita retida. Entretanto, a porcentagem de austenita retida (a razão de volume de austenita retida para a estrutura inteira: unidade de %) é de 5% ou menos. Isso é devido ao fato de que a austenita retida produz variações em força. A microestrutura do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera pode ser a fase única de martensita revenida, no caso que a espessura de parede do produto tubular é relativamente fina e a probabilidade de ocorrência de trincas por têmpera é desprezívelmente baixa. A porcentagem de austenita retida é medida pelo método de difração de raios x conforme descrito abaixo. Especificamente, um espécime que inclui a porção central de espessura da placa de aço ou tubo de aço produzido é amostrado. A superfície do espécime amostrado é polida
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21/52 quimicamente. Na superfície polida quimicamente, difração de raios x é realizada com o uso de raios CoKa como raios x incidentes. Da intensidade integrada de superfície da (211) superfície, (200) superfície e (110) superfície de ferrita e a (220) superfície, (200) superfície e (111) superfície de austenita, a porcentagem de austenita retida é determinada.
[0086] Adicionalmente, no aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com essa modalidade, a largura à meia altura de pico de difração da superfície cristalina [211] obtida pelo método de difração de raios x é de 0,50° ou menor.
[0087] A largura à meia altura pode ser determinada da seguinte maneira. Difração de raios x é realizada na superfície polida de um espécime teste. Difração de raios x é realizada com o uso de raios CoKa (comprimento de onda: 1.7889A) a 30 kV e 100 mA. Componentes Ka1 e Ka2 nos raios CoKa são separados um do outro encaixando-se para extrair apenas componentes Ka1 e a largura à meia altura (°) em difração de raios Ka1 na superfície [221] de α-Fe do espécime teste é determinada. Com o uso de um método peak-top, o meio valor de uma altura de pico é medido como uma largura à meia altura. Adicionalmente, a largura à meia altura derivada do equipamento de difração de raios x é medida com o uso de um único cristal (único cristal ideal que não tem largura à meia altura) de LaB6 (lantânio hexaboreto). A largura à meia altura medida associada com o equipamento é subtraída da largura à meia altura medida para correção. O valor corrigido constitui a largura à meia altura de um pico de difração para a superfície cristalina [211].
[0088] Se a largura à meia altura for 0,50° ou menor, o hidrogênio é menos suscetível a acumular no aço devido ao fato de que a densidade de deslocamento é baixa e a resistência a SSC é aprimorada. Por outro lado, se a largura à meia altura exceder 0,50°, a densidade de deslocamento é alta, de modo que a resistência a SSC seja deteriorada.
[MÉTODO DE FABRICAÇÃO] [0089] Um exemplo do método de fabricação para o aço de
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22/52 baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com essa modalidade é explicado. Nesse exemplo, o método de fabricação para um tubo de aço sem costura é explicado.
[0090] O aço que tem a composição química descrita acima é derretido e é refinado pelo método bem conhecido. Sucessivamente, o aço derretido é fundido em um material continuamente fundido pelo processo de fundição contínua. O material continuamente fundido é, por exemplo, uma chapa, um bloco, ou tarugo. Igualmente, o aço derretido pode ser fundido em um lingote pelo método de fazer lingote.
[0091] A chapa, bloco, ou lingote é trabalho a quente em um material de aço. O material de aço é um tarugo, por exemplo. O tarugo pode ser formado por laminação a quente ou por forjamento a quente.
[0092] O material de aço produzido por fundição contínua ou trabalho a quente é trabalho a quente em uma carcaça oca. Por exemplo, o processo Mannesmann é executado como trabalho a quente para formar a carcaça oca. A carcaça oca pode ser produzida por qualquer outro método de trabalho a quente.
[0093] O material de aço trabalhado a quente (carcaça oca) é temperado. Conforme descrito acima, nessa descrição, ambos a têmpera C10 realizada por tratamento de resfriamento contínuo e a têmpera C11 que inclui tratamento isotérmico mostrado na Figura 3 são definidos como “têmpera”.
[0094] Em ambas as operações de têmpera (têmpera realizada por tratamento de resfriamento contínuo e têmpera que inclui tratamento isotérmico), a temperatura de têmpera de material de aço (temperatura de superfície no momento de têmpera de material de aço) é preferencialmente de 850 a 920 °C.
[0095] No caso da têmpera realizada por tratamento de resfriamento contínuo, conforme mostrado pela curva C10 na Figura 3, a temperatura de superfície de material de aço diminui continuamente a partir da temperatura de têmpera. Conforme o método de tratamento de resfriamento
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23/52 contínuo, por exemplo, um método em que o material de aço é imerso em um tanque de água ou um tanque de óleo ou um método em que o material de aço é resfriado por resfriamento banho de água está disponível. No tratamento de resfriamento contínuo, o período de tempo durante o qual a temperatura de 5 superfície de material de aço diminui da temperatura de têmpera para o ponto
Ms (denominado de tempo de passagem de ponto Ms) está dentro da faixa de 100 segundos a 600 segundos. Se o tempo de passagem de ponto Ms exceder 600 segundos, uma dureza que satisfaz a Fórmula (1) não é obtida e a porcentagem de martensita na estrutura de aço é bastante baixa. Portanto, uma 10 resistência a SSC excelente não pode ser obtida. Por outro lado, se o tempo de passagem de ponto Ms for mais curto do que 100 segundos, a possibilidade de produção de trincas por têmpera aumenta.
[0096] No caso da têmpera que inclui tratamento isotérmico, conforme mostrado pela curva C11 na Figura 3, após ser resfriado pelo 15 resfriamento inicial, o material de aço é mantido em uma temperatura que excede 100 °C e não mais alta do que 300 °C por um certo período de tempo (tratamento isotérmico). No caso da têmpera que inclui tratamento isotérmico, é menos suscetível que trincas por têmpera sejam produzidas. A temperatura de interrupção de resfriamento do resfriamento inicial é mais alta do que 100 °C e 20 não mais alta do que 300 °C. Se a temperatura de interrupção de resfriamento exceder 300 °C, a porcentagem de bainita na estrutura de aço aumenta excessivamente e grandes quantidades de carbonetos são produzidas. Por essa razão, no tratamento de revenido, é menos suscetível que o deslocamento seja recuperado e é menos suscetível que a densidade de deslocamento seja 25 diminuída. Portanto, a dureza do aço que foi resfriado não satisfaz a Fórmula (1) e uma resistência a SSC excelente não pode ser obtida. O tempo de retenção no tratamento isotérmico é preferencialmente de 5 a 60 minutos. Após o tratamento isotérmico, o material de aço é submetido ao resfriamento final. O resfriamento final pode ser resfriamento por água ou resfriamento por ar. Em outras palavras, 30 a taxa de resfriamento no momento de resfriamento final não é submetida a
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24/52 qualquer restrição especial.
[0097] Se o material de aço for uma carcaça oca (tubo de aço) e têmpera for realizada por tratamento de resfriamento contínuo conforme descrito acima, a taxa de resfriamento no período de tempo onde a temperatura da superfície externa do tubo de aço cai de 800 °C para 500 °C pode ser representada por CR8-5 (°C/s). Se a carcaça oca tem um teor de C de cerca de 0,6%, a taxa de resfriamento CR8-5 preferencialmente satisfaz a seguinte Fórmula (2):
CR8-5 < 2837t-2'2 ... (2) [0098] onde t é a espessura de parede do tubo de aço (em mm) [0099] Se a taxa de resfriamento CR8-5 satisfaz a Fórmula (2),trincas por têmpera podem ser reduzidas. Durante o têmpera, um atraso de tempo ocorre na transformação martensítica entre os lados externo e interno da carcaça oca (tubo de aço). Desse modo, é considerado que uma tensão residual é gerada no tubo de aço, que pode causar trincas por têmpera. A tensão residual durante têmpera pode ser obtida por análise de distribuição de esforço de tensão com o uso do método de elemento finito (FEM). Foi descoberto que trincas por têmpera no tubo de aço da presente invenção podem ser reduzidas se a tensão de tração residual é de 200 MPa ou abaixo após o valor de tensão residual de uma análise de FEM ser comparado com um comportamento de têmpera real do tubo de aço.
[00100] Conforme a espessura de parede t (mm) do tubo de aço aumenta, um atraso de tempo ocorre na transformação martensítica entre as superfícies interna e externa do tubo de aço, o que aumenta tensão de tração residual. Se a taxa de resfriamento for relativamente pequena, o atraso de tempo na transformação martensítica conforme descrito acima é relativamente pequeno, o que leva a uma tensão de tração residual menor, o que dessa forma reduz trincas por têmpera.
[00101] A Figura 4 é um gráfico que mostra a relação entre a espessura de parede de um tubo de aço t (mm) e a taxa de resfriamento crítico
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25/52 (°C/s), que não causa trincas por têmpera e é medida conforme a temperatura da superfície externa do tubo de aço cai de 800 °C para 500 °C, de acordo com o primeiro método de fabricação da presente invenção. A curva C5 na Figura 4 representa o lado direito da Fórmula (2) (=2837t‘2·2). A curva C5 indica a relação entre a taxa de resfriamento CR8-5 (°C/s) e a espessura de parede de um tubo de aço t (mm) de tal modo que a tensão de tração residual seja 200 MPa. Trincas por têmpera são reduzidas na região abaixo da curva C5. Trincas por têmpera são geradas frequentemente na região acima da curva C5. Desse modo, é preferencial que o tubo de aço seja resfriado de tal modo que a taxa de 10 resfriamento CR8.5 satisfaz Fórmula (2) durante resfriamento. Nesse caso, de acordo com o primeiro método de fabricação da presente invenção, um tubo de aço sem costura que tem uma largura à meia altura de uma superfície cristalina [211] de 0,50° ou menos sem trincas por têmpera ou com trincas por têmpera que são reduzidas pode ser fabricado com sucesso, particularmente se o tubo 15 de aço sem costura tiver um diâmetro externo de 100 a 400 mm e uma espessura de parede de 5 a 45 mm.
[00102] Após a têmpera realizada por tratamentode resfriamento contínuo ou a têmpera que inclui tratamento isotérmico ter sido realizada, revenido é realizado. A temperatura de revenido é controlada 20 conforme apropriado de acordo com a composição química de material de aço e o limite de escoamento a serem obtidos. A temperatura de revenido é, por exemplo, 650 a 735 °C. Pelo tratamento de revenido, o limite de escoamento de material de aço é controlado de modo a ser 862 MPa ou mais alto. Nessa modalidade, o “limite de escoamento” significa uma tensão de prova de 0,2%.
[00103] No método de produção descrito acima, a têmpera é realizada após o trabalho a quente. Entretanto, o tratamento de normalização pode ser realizado entre o trabalho a quente e a têmpera. Especificamente, o material de aço (carcaça oca) que foi trabalhado a quente é mantido em uma temperatura mais alta do que o ponto A3 (por exemplo, 850 a 950 °C) por um certo período de tempo e a partir de então é permitido resfriar. O tempo de
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26/52 retenção é, por exemplo, de 5 a 60 minutos.
[00104] No tratamento de normalização, normalmente, após o trabalho a quente, o material de aço é resfriado para temperatura normal e a partir de então é aquecido até uma temperatura não menor do que o ponto Ac3. Entretanto, o tratamento de normalização nessa modalidade pode ser realizado mantendo-se o material de aço em uma temperatura não menor do que o ponto Ar3 já que é após o trabalho a quente.
[00105] Se o tratamento de normalização for realizado, os grãos de cristal de aço são feitos finos. Especificamente, após a têmpera realizada após o tratamento de normalização (isto é, no material conforme temperado), o número de tamanho de grão de limite de grão anterior a austenita se torna 10 ou mais especificado em ASTM E112. O refinamento de grãos de cristal aprimora adicionalmente a resistência a SSC. Em particular, o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que tem um limite de escoamento de 925 MPa ou mais alto é dotado de uma resistência a SSC adicionalmente excelente pelo desempenho do tratamento de normalização.
[00106] A largura à meia altura da superfície cristalina [221] do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera (tubo de aço sem costura) produzido pelas etapas descritas acima, que é obtido por difração de raios x, é 0,50° ou menor. Portanto, o aço é excelente em resistência a SSC.
[00107] No método de fabricação acima, um método de fabricar um tubo de aço sem costura foi ilustrado onde o material de aço é uma carcaça oca ou tubo de aço. Entretanto, o formato do material de aço não é limitado aos mesmos. O material de aço pode ser uma placa de aço, um bastão de aço ou um fio de aço.
[EXEMPLO 1] [00108] Lingotes de aços A a Z e aços AA a AC que têm as composições químicas dadas na Tabela 1 foram produzidos.
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Classificação Tipo de aço Composição química (unidade: % de massa, sendo que o saldo é de Fe e impurezas)
C Si Mn P s Cr Mo Nb Ti B sol.Al N V O Ca Zr
Modalidade exemplificativa da presente invenção A 0,59 0,21 0,49 0,009 0,001 1,28 0,75 0,033 - - 0,041 0,0110 0,10 0,002 - -
B 0,63 0,20 0,45 0,008 0,001 1,25 0,75 0,025 - - 0,028 0,0100 0,10 0,001 - -
C 0,60 0,20 0,45 0,008 0,001 0,48 0,75 0,025 - - 0,030 0,0095 0,10 0,001 - -
D 0,61 0,22 0,46 0,014 0,001 0,97 0,70 0,034 0,009 - 0,037 0,0040 0,10 0,001 - -
E 0,61 0,20 0,45 0,012 0,001 0,97 0,70 0,030 0,008 - 0,037 0,0047 0,10 0,001 - -
F 0,60 0,21 0,45 0,010 0,001 1,02 0,71 0,031 - - 0,036 0,0047 0,10 0,001 - -
G 0,62 0,20 0,45 0,011 0,001 0,50 0,70 0,031 - - 0,039 0,0040 0,10 0,001 - -
H 0,62 0,19 0,45 0,014 0,001 1,03 0,71 0,030 0,008 - 0,036 0,0039 0,10 0,001 - -
I 0,56 0,20 0,45 0,010 0,001 1,02 0,70 0,030 0,008 - 0,035 0,0040 0,10 0,001 - -
J 0,82 0,20 0,45 0,010 0,001 1,24 0,72 0,016 - - 0,034 0,0140 0,10 0,002 - -
K 0,70 0,19 0,44 0,010 0,001 - 0,70 0,030 - - 0,036 0,0045 0,10 0,001 - -
L 0,60 0,20 0,45 0,012 0,001 1,00 0,50 0,015 0,008 - 0,030 0,0040 0,10 0,001 0,0020 -
M 0,60 0,20 0,45 0,012 0,001 1,00 0,70 0,015 0,008 - 0,030 0,0040 0,20 0,001 0,0020 -
N 0,61 0,19 0,45 0,009 0,001 0,49 0,71 - - 0,0010 0,030 0,0050 0,10 0,001 - -
O 0,61 0,21 0,45 0,010 0,001 1,01 0,70 0,030 0,008 - 0,030 0,0040 0,10 0,001 - 0,030
AB 0,61 0,20 0,44 0,008 0,001 - 0,98 - - - 0,032 0,0035 0,11 0,001 - -
AC 0,61 0,21 0,45 0,009 0,001 1,25 0,72 - - - 0,029 0,0044 0,09 0,001 - -
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Nota :
Exemplo comparativo P 0.38* 0,21 0,47 0,008 0,001 1,25 0,72 0,033 - - 0,021 0,0100 0,10 0,001 - -
Q 0.48* 0,20 0,44 0,007 0,001 1,01 0,68 0,034 - - 0,034 0,0110 0,09 0,001 - -
R 0.52* 0,20 0,45 0,011 0,001 0,97 0,70 0,031 0,008 - 0,037 0,0052 0,10 0,001 - -
S 0.50* 0,19 0,46 0,013 0,001 1,00 0,71 0,034 0,008 - 0,037 0,0048 0,10 0,001 - -
T 0.49* 0,20 0,45 0,012 0,001 1,02 0,73 0,033 - - 0,037 0,0049 0,10 0,001 - -
U 0.50* 0,19 0,43 0,014 0,001 1,03 0,70 0,030 0,008 - 0,036 0,0041 0,10 0,001 - -
V 0,60 0,20 1.20* 0,012 0,001 1,02 0,72 0,031 - - 0,036 0,0040 0,10 0,001 - -
W 0,60 0,20 0,45 0.030* 0,001 1,02 0,72 0,031 - - 0,036 0,0040 0,10 0,001 - -
X 0,61 0,21 0,45 0,010 0.011* 1,01 0,73 0,033 - - 0,036 0,0041 0,10 0,001 - -
Y 0,60 0,20 0,45 0,010 0,001 1,02 0.30* 0,030 - - 0,034 0,0040 0,10 0,001 - -
Z 0,60 0,19 0,46 0,014 0,001 1,05 0,71 - 0,008 - 0,039 0,0045 * 0,001 - -
AA 0,60 0,20 0,45 0,010 0,001 1,02 0,70 0,030 0,010 - 0,030 0,0040 0,10 0.011* - -
indica que o valor está fora da faixa definida na presente invenção
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29/52 [00109] Qualquer das composições químicas de aços A a O e aços AB e AC estava dentro da faixa de composição química da presente invenção. Por outro lado, o teor de C de cada um dos aços P a U foi menor do que o limite inferior de teor de C da presente invenção. O teor de Mn de aço V excedeu o limite superior de teor de Mn da presente invenção. O teor de P de aço W excedeu o limite superior de teor de P da presente invenção. O teor de S de aço X excedeu o limite superior de teor de S da presente invenção. O teor de Mo de aço Y foi menor do que o limite inferior de teor de Mo da presente invenção. O aço Z não conteve V. O teor de O (oxigênio) de aço AA excedeu o limite superior de teor de O da presente invenção.
[00110] O peso de cada um dos lingotes foi de 30 a 150 kg. A partir de cada um dos lingotes, um bloco foi amostrado. O bloco foi aquecido até 1.250 °C. O bloco aquecido foi forjado a quente e laminado a quente para produzir um material de placa que tem uma espessura de 15 a 25 mm.
[00111] O material de placa produzido foi submetido a tratamento de têmpera e de revenido ou submetido a tratamento de têmpera e de revenido após ser submetido a tratamento de normalização para controlar o limite de escoamento de material de placa para classe 125 ksi (862 MPa a 965 MPa) e classe 140 ksi (965 MPa a 1.068 MPa).
[00112] No tratamento de normalização, o material de placa foi encharcado a uma temperatura não menor do que o ponto AC3 (920 °C) por 10 minutos e a partir de então foi permitido resfriar pelo método bem conhecido. Por outro lado, o tratamento de têmpera e de revenido foi realizado conforme descrito abaixo.
[TÊMPERA] [00113] A temperatura de têmpera no momento de têmpera foi controlada para a faixa de 850 a 920 °C.
[TÊMPERA REALIZADO POR TRATAMENTO DE RESFRIAMENTO CONTÍNUO] [00114] No caso onde a têmpera realizada por tratamento de resfriamento contínuo foi realizada, após o material de placa ter sido aquecido até a
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30/52 temperatura de têmpera, o período de tempo durante o qual a temperatura de superfície de material de placa diminui da temperatura de têmpera para a temperatura de início de transformação martensítica (ponto Ms) (tempo de passagem de ponto Ms) foi controlado por resfriamento por banho, resfriamento por névoa, ou resfriamento por ar.
[TÊMPERA QUE INCLUI TRATAMENTO ISOTÉRMICO] [00115] No caso onde a têmpera que inclui tratamento isotérmico foi realizada, o resfriamento inicial foi realizado a uma taxa de resfriamento de 5 °C/s ou mais alta por resfriamento por banho de sal ou resfriamento por água. Em um ponto intermediário de resfriamento, o material de placa foi levantado, por meio do qual a temperatura de interrupção de resfriamento inicial foi alterada. Após ser mantido na temperatura de interrupção por 25 a 40 minutos (o tratamento isotérmico), o material de placa foi resfriado por água para temperatura normal (o resfriamento final).
[TESTE DE MATERIAL CONFORME TEMPERADO] [00116] No material de placa que foi temperado (de agora em diante, denominado de “material conforme temperado”), os seguintes testes foram conduzidos.
[TESTE DE DUREZA DE MATERIAL CONFORME TEMPERADO] [00117] A dureza do material conforme temperado foi medida pelo método descrito abaixo. O material conforme temperado foi cortado na direção de espessura de placa. A dureza de Rockwell HRC na porção central da espessura de placa da superfície cortada foi determinada com base em JIS G0202. Especificamente, a dureza de Rockwell HRC foi determinada em três pontos arbitrários na porção central da espessura de placa da superfície cortada. A média das durezas de Rockwell HRC determinada em três pontos foi definida como a dureza do número de teste correspondente.
[TESTE DE TAMANHO DE GRÃO DE CRISTAL PRÉ-AUSTENITA] [00118] Adicionalmente, com o uso do material conforme temperado, um teste de tamanho de grão de cristal pré-austenita foi conduzido.
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Especificamente, o material conforme temperado foi cortado na direção de espessura de placa. O material de placa cortado foi enterrado em uma resina e a superfície cortada foi gravada com ácido pícrico. A superfície gravada foi observada e o número de tamanho de grão do grão de cristal pré-austenita foi determinado em conformidade com ASTM E112.
[REVENIDO] [00119] O material de placa que foi temperado foi submetido a tratamento de revenido e o limite de escoamento do material de placa foi controlado para classe 125 ksi (862 MPa a 965 MPa) e classe 140 ksi (965 MPa a 1.068 MPa). A temperatura de revenido foi de 650 a 735 °C.
[TESTE EM MATERIAL DE PLACA QUE FOI REVENIDO] [00120] Com o uso do material de placa que foi submetido a têmpera e revenido, os seguintes testes de avaliação foram conduzidos.
[TESTE DE MEDIÇÃO DE LARGURA À MEIA ALTURA E TESTE DE PORCENTAGEM DE AUSTENITA RETIDA] [00121] A partir do material de placa que foi revenido, um espécime teste foi amostrado. A superfície do espécime teste foi polida com uma lixa de papel. Com o progresso de polimento, uma lixa de papel que tem um tamanho de grão mais fino foi usada. Após a superfície do espécime teste ter sido polida com uma lixa de papel #1200, o espécime teste foi imerso em água de peróxido de hidrogênio de temperatura normal que contém uma quantidade minúscula de ácido fluorídrico e uma camada endurecida por trabalho formada na superfície do espécime teste foi removida por polimento. No espécime teste do qual a camada endurecida por trabalho foi removida, difração de raios x foi realizada. Difração de raios x foi realizada com o uso de raios CoKa (comprimento de onda: 1.7889A) a 30 kV e 100 mA. Componentes Ka1 e Ka2 nos raios CoKa foram separados um do outro encaixando-se para extrair apenas componentes Ka1 e a largura à meia altura (°) em difração de raios Ka1 na superfície [221] de a-Fe do espécime teste foi determinada. O meio valor de uma altura de pico foi medido como uma largura à meia altura (método peak-top). Adicionalmente, a largura à meia altura derivada do
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32/52 equipamento foi medida com o uso de único cristal (único cristal ideal que não tem largura à meia altura) de LaB6 (lantânio hexaboreto) e a largura à meia altura medida associada com o equipamento foi subtraída do valor realmente medido para correção. O valor corrigido constituiu a largura à meia altura de cada espécime 5 teste.
[00122] Adicionalmente, pelo método de difração de raios x descrito acima, a porcentagem de austenita retida (a razão de volume de austenita retida para a estrutura inteira (%)) foi medida. Especificamente, um espécime que inclui uma porção central na direção de espessura de material de aço foi amostrado. A 10 superfície do espécime amostrado foi polida quimicamente. Na superfície polida quimicamente, difração de raios x foi executada com o uso de raios CoKa (comprimento de onda: 1,7889A) como raios x incidentes. Da intensidade integrada de superfície da superfície (211), superfície (200) e superfície (110) de ferrita e a superfície (220), superfície (200) e superfície (111) de austenita, a porcentagem de 15 austenita retida foi determinada.
[TESTE DE LIMITE DE ESCOAMENTO] [00123] A partir de cada um dos materiais de placa que foram revenidos, um espécime teste de tração de barra redonda que tem uma parte paralela de 6 mm em diâmetro exterior e 40 mm em comprimento foi amostrado. 20 Com o uso de espécime teste de tração de barra redonda amostrado, um teste de tração foi conduzido em temperatura normal (25 °C) para determinar o limite de escoamento (tensão de prova de 0,2%).
[TESTE DE RESISTÊNCIA A SSC] [00124] No teste de resistência a SSC, banho a ao banho c foram 25 usados. Com o uso do banho a e do banho b, um teste de tração de carga constante foi conduzido. Com o uso do banho C, um teste de autoclave foi conduzido.
[TESTE DE TRAÇÃO DE CARGA CONSTANTE] [00125] A partir de cada um dos materiais de placa, um espécime teste 30 de tração de barra redonda que tem uma parte paralela que se estende na direção
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33/52 de laminação foi amostrado. O diâmetro exterior da parte paralela era de 6,35 mm e o comprimento do mesmo era de 25,4 mm. Com base no Método A NACE TM0177, um teste de tração de carga constante foi conduzido em um banho teste a temperatura normal (25 °C). Como o banho teste, o banho a e o banho b foram preparados. O banho a foi uma solução aquosa 5%NaCl + 0,5%CH3COOH de temperatura normal em que o gás de sulfeto de hidrogênio de 1 atm foi saturado. O banho b foi uma solução aquosa 5%NaCl + 0,5%CH3COOH de temperatura normal em que o gás de sulfeto de hidrogênio de 0,1 atm (sendo o saldo gás de dióxido de carbono) foi saturado.
[00126] No material de placa que tem um limite de escoamento próximo a 125 ksi (862 MPa), o teste de resistência a SSC foi conduzido com o uso do banho. Especificamente, o espécime teste foi imerso no banho a. Então, para o espécime teste no banho a, uma carga constante de 85% de 125 ksi (862 MPa) foi aplicada. Após 720 horas se passarem, foi observado quanto a se uma ruptura ocorreu no espécime teste. Foi avaliado que o material de placa em que nenhuma ruptura tinha ocorrido era excelente em resistência a SSC.
[00127] No material de placa que tem um limite de escoamento próximo a 140 ksi, o teste de resistência a SSC foi conduzido com o uso do banho b.
[00128] Especificamente, o espécime teste foi imerso no banho b. Então, para o espécime teste no banho b, uma carga constante de 90% de limite de escoamento real (limite de escoamento de cada número de teste) foi aplicada. Após 720 horas se passarem, foi observado visualmente quanto a se uma trinca foi produzida no espécime teste. Foi avaliado que o material de placa em que nenhuma trinca tinha sido produzida era excelente em resistência a SSC.
[TESTE DE AUTOCLAVE] [00129] Um teste de autoclave foi conduzido com o uso do banho c para avaliar a resistência a SSC. O banho c era uma solução aquosa 5%NaCl de temperatura normal em que sulfeto de hidrogênio de 10 atm foi saturado.
[00130] A partir de cada um dos materiais de placa, um espécime teste de flexão de quatro pontos de 2 mm χ 10 mm χ 75 mm foi amostrado. Com o uso de
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34/52 um separador de flexão de quatro pontos, uma tensão de 90% de limite de escoamento real (limite de escoamento de cada número de teste) foi aplicada ao espécime teste de flexão de quatro pontos amostrado em conformidade com ASTM G39. O espécime teste de flexão de quatro pontos para qual a tensão tinha sido 5 aplicada foi colocado em uma autoclave. Após o espécime teste de flexão de quatro pontos ter sido colocado, a solução aquosa 5% NaCl desaerada foi despejada na autoclave. A partir de então, o sulfeto de hidrogênio de 10 atm foi incluso. Pelas etapas descritas acima, o banho c foi preparado na autoclave e o espécime teste de flexão de quatro pontos foi imerso no banho c. Após 720 horas se passarem da 10 inclusão de sulfeto de hidrogênio de 10 atm, foi observado visualmente quanto a se uma trinca tinha sido produzida no espécime teste. Se nenhuma trinca foi produzida, foi avaliado que o material de placa era excelente em resistência a SSC. A pressão na autoclave durante o teste foi controlada de modo a sempre ser 10 atm.
Petição 870180073971, de 22/08/2018, pág. 40/59 [RESULTADOS DE TESTE]
A TABELA 2 FORNECE OS RESULTADOS DE TESTE [TABELA 2]
O O ω o M— '(/) ω ω Ο Φ 4—< ω Φ 4—< Φ Ό O Φ E o Z O o Φ Φ Ό O Q. h Φ ω ω φ E φ Ό Ο Normalização Método de resfriame nto Tempo de passagem de ponto Ms (s) Temperat ura de interrupçã o (°C) Dureza (HRC) Númer o de taman ho de grão pré-y 50C(%) +26 Temperatu ra de revenido (°C) Temp o de reveni do (min) Largur a à meia altura (°) Concentra ção de elemento de formação de liga em carbonetos (%) Razão de aspecto de carbonet os YS (MP a) teste de SSC
Banho a Banho b Banho c
Modalidade exemplificativa da presente invenção 1 A 0,59 - Contínuo 100 - 62,5 9,5 55,5 730 30 0,25 19,5 0,62 928 Não trincad o - Trinca do
2 A 0,59 - Contínuo 100 - 62,5 9,5 55,5 735 30 0,22 19,0 0,70 885 Não trincad o - Não trincad o
3 A 0,59 Realizado Contínuo 100 - 61,5 11,0 55,5 730 30 0,32 19,5 0,65 930 Não trincad o - Não trincad o
4 B 0,63 - Contínuo 300 - 64,5 9,5 57,5 710 30 0,30 18,5 0,45 910 Não trincad o - Não trincad o
5 C 0,60 - Contínuo 300 - 62,5 9,5 56,0 710 30 0,25 12,5 0,66 905 Não trincad o - Não trincad o
6 D 0,61 - Isotérmico - 160 59,3 9,6 56,5 715 30 0,35 19,0 0,47 904 Não trincad o - Não trincad o
7 D 0,61 - Isotérmico - 185 60,7 9,2 56,5 730 30 0,33 18,8 0,55 915 Não trincad o - Não trincad o
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8 D 0,61 - Isotérmico - 245 59,1 9,4 56,5 715 30 0,35 19,0 0,50 941 Não trincad o - Trinca do
Não Não
9 D 0,61 - Isotérmico - 194 62,4 9,6 56,5 730 30 0,28 19,2 0,65 901 trincad - trincad
o o
Não Não
10 D 0,61 - Isotérmico - 282 60,3 9,8 56,5 725 30 0,35 19,0 0,64 874 trincad - trincad
o o
Não Não
11 E 0,61 - Contínuo 600 - 61,1 9,6 56,5 715 30 0,30 18,8 0,51 908 trincad - trincad
o o
Não Não
12 E 0,61 - Contínuo 300 - 61,7 9,3 56,5 715 30 0,35 18,8 0,45 885 trincad - trincad
o o
Não Não
13 E 0,61 - Contínuo 300 - 61,0 9,5 56,5 715 30 0,34 19,0 0,48 873 trincad - trincad
o o
Não Não
14 E 0,61 Realizado Contínuo 300 - 62,0 13,8 56,5 715 30 0,36 18,9 0,50 910 trincad - trincad
o o
Não Não
15 E 0,61 Realizado Contínuo 300 - 61,0 13,3 56,5 715 30 0,32 18,5 0,47 877 trincado trincado
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16 E 0,61 Realizado Contínuo 300 - 62,7 11,2 56,5 725 30 0,40 19,0 0,52 900 Não trincad o - Não trincad o
Não Não
17 E 0,61 Realizado Contínuo 300 - 60,3 11,2 56,5 715 30 0,41 19,0 0,48 908 trincad trincad
o o
Não Não
18 E 0,61 Realizado Contínuo 600 - 59,9 13,5 56,5 715 30 0,38 19,1 0,51 897 trincad - trincad
o o
Não Não
19 E 0,61 Realizado Contínuo 600 - 60,7 11,7 56,5 715 30 0,35 18,2 0,46 905 trincad trincad
o o
Não Não
20 F 0,60 - Isotérmico - 217 62,5 9,7 56,0 715 30 0,30 19,0 0,48 909 trincad - trincad
o o
Não Não
21 F 0,60 - Isotérmico - 216 62,7 9,8 56,0 725 30 0,33 19,1 0,51 881 trincad - trincad
o o
Não Não
22 F 0,60 Realizado Contínuo 600 - 61,0 10,5 56,0 710 30 0,33 19,2 0,45 929 trincad - trincad
o o
Não Não
23 G 0,62 - Contínuo 600 - 64,5 9,5 57,0 715 30 0,28 10,5 0,59 904 trincad - trincad
o o
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24 G 0,62 - Contínuo 600 - 64,5 9,5 57,0 720 30 0,30 9,6 0,70 892 Não trincad o - Não trincad o
Não Não
25 G 0,62 Realizado Contínuo 600 - 64,5 10,7 57,0 705 30 0,29 12,6 0,67 928 trincad - trincad
o o
Não Não
26 G 0,62 Realizado Contínuo 600 - 64,5 10,7 57,0 710 30 0,26 12,7 0,65 902 trincad - trincad
o o
Não Não
27 G 0,62 Realizado Contínuo 600 - 64,5 10,7 57,0 715 30 0,28 11,8 0,69 914 trincad trincad
o o
Não Não
28 G 0,62 Realizado Contínuo 600 - 64,5 10,7 57,0 720 30 0,30 12,8 0,65 883 trincad - trincad
o o
Não Não
29 H 0,62 - Isotérmico - 250 57,6 9,6 57,0 720 30 0,33 17,8 0,51 872 trincad trincad
o o
Não Não
30 H 0,62 Realizado Isotérmico - 250 57,3 10,9 57,0 720 30 0,32 18,7 0,50 881 trincad - trincad
o o
Não
31 H 0,62 - Contínuo 600 - 64,3 9,8 57,0 715 30 0,42 19,0 0,46 1016 trincad -
o
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32 H 0,62 - Contínuo 600 - 64,3 9,8 57,0 725 30 0,35 18,8 0,53 895 Não trincad o - Não trincad o
Não
33 H 0,62 Realizado Contínuo 600 - 60,2 11,0 57,0 715 30 0,42 18,5 0,47 1050 - trincad -
o
Não Não
34 H 0,62 Realizado Contínuo 600 - 60,2 11,0 57,0 725 30 0,35 19,1 0,50 915 trincad - trincad
o o
Não Não
35 I 0,56 - Contínuo 600 - 60,5 9,6 54,0 705 30 0,33 19,5 0,45 895 trincad - trincad
o o
Não
36 J 0,82 - Contínuo 600 - 67,5 9,8 67,0 720 60 0,40 17,5 0,60 1040 - trincad -
o
Não Não
37 K 0,70 - Contínuo 600 - 63,0 9,8 61,0 720 60 0,45 8,4 0,71 905 trincad - trincad
o o
Não Não
38 L 0,60 - Contínuo 600 - 58,5 9,3 56,0 710 60 0,45 14,5 0,62 905 trincad - trincad
o o
Não Não
39 M 0,60 - Contínuo 600 - 61,0 9,3 56,0 710 60 0,40 19,0 0,48 915 trincad trincad
o o
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40 N 0,61 - Contínuo 600 - 59,5 9,2 56,5 715 30 0,48 12,5 0,69 908 Não trincad o - Não trincad o
Não Não
41 O 0,61 - Contínuo 600 - 60,5 9,4 56,5 710 30 0,45 18,9 0,49 910 trincad trincad
o o
Não Não
42 AB 0,61 - Contínuo 600 - 60,2 9,5 56,5 715 30 0,41 6,3 0,71 914 trincad - trincad
o o
Não Não
43 AC 0,61 - Contínuo 600 - 60,3 9,6 56,5 715 30 0,38 19,0 0,46 915 trincad trincad
o o
44 D 0,61 - Isotérmico - 370 44,5 9,9 56,5 725 30 0.62* 19,2 0,47 886 Trinca - Trinca
do do
45 D 0,61 - Isotérmico - 382 48,5 10,0 56,5 730 30 0.60* 19,3 0,50 812 Trinca - Trinca
do do
LU 46 D 0,61 - Isotérmico - 398 50,6 10,3 56,5 730 30 0.58* 19,2 0,49 831 Trinca - Trinca
do do
47 D 0,61 - Contínuo 3000 - 42,2 9,2 56,5 720 30 0.68* 18,9 0,47 831 Trinca - Trinca
do do
48 D 0,61 - Contínuo 1000 - 49,4 9,2 56,5 715 30 0.55* 19,0 0,48 831 Trinca - Trinca
do do
49 F 0,60 - Isotérmico - 324 49,5 9,3 56,0 715 30 0.53* 19,1 0,45 844 Trinca - Trinca
do do
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50 F 0,60 - Isotérmico - 370 51,2 9,5 56,0 725 30 0.52* 18,5 0,51 829 Trinca do - Trinca do
51 F 0,60 - Isotérmico - 470 39,9 9,2 56,0 680 30 0.65* 19,1 0,40 874 Trinca - Trinca
do do
52 F 0,60 Realizado Isotérmico - 401 41,5 10,5 56,0 680 30 0.63* 19,0 0,37 847 Trinca - Trinca
do do
53 F 0,60 Realizado Isotérmico - 333 50,1 10,5 56,0 710 30 0.56* 19,1 0,47 856 Trinca - Trinca
do do
54 F 0,60 Realizado Isotérmico - 386 51,9 10,5 56,0 720 30 0.52* 18,0 0,51 882 Trinca - Trinca
do do
55 H 0,62 - Isotérmico - 380 51,9 9,4 57,0 715 30 0.55* 19,3 0,49 844 Trinca - Trinca
do do
56 H 0,62 - Isotérmico - 400 49,2 9,1 57,0 720 30 0.56* 19,0 0,50 829 Trinca - Trinca
do do
57 H 0,62 Realizado Isotérmico - 380 52,0 10,6 57,0 715 30 0.58* 18,2 0,47 858 Trinca - Trinca
do do
58 H 0,62 Realizado Isotérmico - 400 48,7 10,9 57,0 720 30 0.60* 18,1 0,48 851 Trinca - Trinca
do do
59 P 0,38 - Contínuo 100 - 46,2 9,5 45,0 715 30 - 23,0 0,40 901 Trinca - Trinca
do do
60 Q 0,48 - Contínuo 100 - 53,5 9,4 50,0 735 30 - 21,8 0,43 906 Trinca - Trinca
do do
61 R 0,52 - Contínuo 100 - 60,5 9,0 52,0 715 30 - 20,5 0,41 909 Trinca - Trinca
do do
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62 S 0,50 - Contínuo 100 - 56,3 9,5 51,0 715 30 - 21,5 0,41 904 Trinca do - Trinca do
63 T 0,49 - Contínuo 100 - 47,4 9,3 50,5 700 30 - 21,0 0,38 903 Trinca - Trinca
do do
64 U 0,50 - Contínuo 100 - 60,2 9,7 51,0 705 30 - 20,8 0,40 998 - Trinca -
do
65 U 0,50 - Contínuo 100 - 60,2 9,1 51,0 715 30 - 20,7 0,41 1031 - Trinca -
do
66 U 0,50 - Contínuo 100 - 60,2 9,1 51,0 705 30 - 21,5 0,38 994 - Trinca -
do
67 V 0,60 - Contínuo 100 - 61,5 9,2 56,0 710 30 - 19,0 0,46 883 Trinca - Trinca
do do
68 W 0,60 - Contínuo 100 - 61,0 9,2 56,0 710 30 - 18,4 0,46 877 Trinca - Trinca
do do
69 X 0,61 - Contínuo 100 - 62,5 9,0 56,5 710 30 - 19,1 0,47 876 Trinca - Trinca
do do
70 Y 0,60 - Contínuo 100 - 62,0 9,3 56,0 650 30 - 12,8 0,30 879 Trinca - Trinca
do do
71 Z 0,60 - Contínuo 100 - 60,5 9,4 56,0 710 30 - 19,0 0,47 859 Trinca - Trinca
do do
72 AA 0,60 - Contínuo 100 - 58,5 9,4 56,0 710 30 - 18,5 0,46 886 Trinca - Trinca
do do
42/52
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43/52 [00131] O termo “Realizado” na coluna “Normalização” na Tabela 2 indica que o aço do número de teste correspondente foi submetido a tratamento de normalização. O termo “Contínuo” na coluna “Método de resfriamento” indica que o aço do número de teste correspondente foi submetido a têmpera realizado por 5 tratamento de resfriamento contínuo. O termo “Isotérmico” indica que o aço do número de teste correspondente foi submetido a têmpera que inclui tratamento isotérmico. Na coluna “tempo de passagem de ponto Ms”, o tempo de passagem de ponto Ms (s) no tratamento de resfriamento contínuo é mostrado. Na coluna “Temperatura de interrupção”, a temperatura de interrupção de resfriamento inicial 10 (°C) no tratamento de têmpera que inclui tratamento isotérmico é mostrada. Na coluna “Dureza (HRC)”, a dureza de Rockwell (HRC) do número de teste correspondente é mostrada. Na coluna “Número de tamanho de grão pré-y”, o número de tamanho de grão pré-austenita do número de teste correspondente é mostrado. Na coluna “50C(%) + 26”, o valor de lado direito da Fórmula (1), F1 = 50C 15 + 26, é mostrado. Nas colunas “Temperatura de revenido” e “Tempo de revenido”, a temperatura de revenido (°C) e o tempo de revenido (min) são mostrados. Na coluna “Largura à meia altura”, a largura à meia altura (°) do número de teste correspondente é mostrada. Na “concentração de elemento de formação de liga em carbonetos”, a concentração de elemento de formação de liga nos carbonetos é 20 mostrada. Na “razão de aspecto de carbonetos”, a razão de aspecto dos carbonetos é mostrada. Na coluna “YS”, o limite de escoamento (MPa) do número de teste correspondente é mostrado. Na coluna “teste de SSC”, os resultados de teste no banho a ao banho c são mostrados. O termo “Não trincado” indica que uma trinca não foi produzida. O termo “Trincado” indica que uma trinca foi produzida. As 25 porcentagens de austenita retidas de todos os números de teste 1 a 72 foram 0%.
[00132] Em referência à Tabela 2, as composições químicas de números de teste 1 a 43 estavam dentro da faixa de composição química do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção. Igualmente, os limites elásticos de números de teste 1 a 43 foram 862 MPa 30 ou mais altos, isto é, 125 ksi ou mais altas.
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44/52 [00133] Adicionalmente, nos números de teste 1 a 43, nos números de teste 1 a 5, 11 a 19, 22 a 28 e 31 a 43 em que o aço foi submetido a têmpera realizado por tratamento de resfriamento contínuo, o tempo de passagem de ponto Ms estava entro de 600 segundos. Nos números de teste 1 a 43, nos números de 5 teste 6 a 10, 20, 21, 29 e 30 em que o aço foi submetido a têmpera que inclui tratamento isotérmico, a temperatura de interrupção era mais alta do que 100 °C e não mais alta do que 300 °C. Por essa razão, todos os números de teste 1 a 43 satisfizeram a Fórmula (1) e tinham uma largura à meia altura de 0,50° ou menor. Ademais, a concentração de elemento de formação de liga nos carbonetos dos 10 números de teste 1 a 43 é de 20% ou abaixo e a razão de aspecto dos carbonetos é 0,45 ou acima. A temperatura de revenido para cada um desses números de teste é de 700 °C ou acima.
[00134] Nos números de teste 1 a 43, uma trinca não foi confirmada no teste de resistência a SSC com o uso do banho a ou banho b. Adicionalmente, para 15 os espécimes teste que têm um limite de escoamento de 862 MPa a 925 MPa, independentemente do desempenho de tratamento de normalização, uma trinca não foi confirmada mesmo no teste de resistência a SSC com o uso do banho c. Isto é, o material de placa que tem um limite de escoamento de 862 MPa a 925 MPa exibiu uma resistência a SSC excelente mesmo no ambiente que contém sulfeto de 20 hidrogênio de 1 atm ou mais alto.
[00135] Para esfericalizar os carbonetos, foi eficaz reduzir a concentração de elemento de formação de liga nos carbonetos assim como aumentar a temperatura de revenido após a têmpera. Para esfericalizar os carbonetos, foi descoberto que uma temperatura de revenido de 700 °C ou acima é 25 preferencial.
[00136] Nos números de teste 3, 14 a 19, 22, 25 a 28, 30, 33 e 34, o tratamento de normalização foi realizado. Por essa razão, o número de grão de cristal pré-austenita era 10 ou mais. Portanto, nos números de teste 3, 22 e 25 que têm um limite de escoamento que excede 925 MPa, uma trinca não confirmada no 30 teste de resistência a SSC com o uso do banho c. Por outro lado, no número de
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45/52 teste 1 que tem um limite de escoamento que excede 925 MPa, uma trinca não confirmada no teste de resistência a SSC com o uso do banho c devido ao fato de que o tratamento de normalização não foi realizado.
[00137] As composições químicas dos números de teste 44 a 46 e 49 a 58 em que o aço foi submetido a têmpera que inclui tratamento isotérmico estavam dentro da faixa de composição química do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção. Entretanto, a temperatura de interrupção de resfriamento inicial em têmpera que inclui tratamento isotérmico excedeu 300 °C. Por essa razão a dureza de Rockwell (HRC) dos materiais conforme arrefecidos bruscamente dos números de teste 44 a 46 e 49 a 58 não satisfez a Fórmula (1) e as larguras de meio valor de todos os números de teste 44 a 46 e 49 a 58 excederam 0,50°. Portanto, nos espécimes teste dos números de teste 44 a 46 e 49 a 58, uma trinca foi confirmada no teste de resistência a SSC com o uso do banho a e do banho c.
[00138] As composições químicas dos números de teste 47 e 48 em que o aço foi submetido a tratamento de resfriamento contínuo estavam dentro da faixa de composição química do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção. Entretanto, o tempo de passagem de ponto Ms excedeu 600 segundos. Por essa razão, as durezas de Rockwell (HRC) dos números de teste 47 e 48 não satisfizeram a Fórmula (1) e a largura à meia altura da mesma excedeu 0,50°. Portanto, nos espécimes teste dos números de teste 47 e 48, uma trinca foi confirmada no teste de resistência a SSC com o uso do banho a e do banho c.
[00139] Os teores de C dos números de teste 59 a 66 eram menores do que o limite inferior de teor de C do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção. Portanto, nos espécimes teste dos números de teste 59 a 66, uma trinca foi confirmada no teste de resistência a SSC com o uso do banho a e do banho c ou no teste de resistência a SSC com o uso do banho b.
[00140] O teor de Mn do número de teste 67 excedeu o limite superior
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46/52 de teor de Mn do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção. O teor de P do número de teste 68 excedeu o limite superior de teor de P do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção. O teor de S do número de teste 69 5 excedeu o limite superior de teor de S do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção. O teor de Mo do número de teste 70 excedeu o limite superior de teor de Mo do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção. A composição química do número de teste 71 não conteve V. O teor de O do número 10 de teste 72 excedeu o limite superior de teor de O do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera de acordo com a presente invenção.
Portanto, nos espécimes teste dos números de teste 67 a 72, uma trinca foi confirmada no teste de resistência a SSC com o uso do banho a e do banho c.
[EXEMPLO 2] [00141] Aços derretidos AD e AE (190 tons) que têm as composições mostradas na Tabela 3 foram usados para produzir tarugos redondos com um diâmetro de 310 mm com o uso de fundição contínua. Os tarugos redondos foram perfurados e laminados com o uso de um método Mannesmann-Mandrel típico e foram resfriados em ar para produzir carcaças ocas (tubos de aço sem costuras) de 20 um diâmetro externo de 114 a 244,5 mm e uma espessura de parede de 13,8 a 60 mm. As carcaças ocas foram resfriadas por ar. Após o resfriamento por ar, as carcaças ocas passaram por tratamento térmico que inclui tanto etapa de têmpera por resfriamento contínuo quanto etapa de têmpera que inclui tratamento isotérmico conforme mostrado na Tabela 4 para produzir tubos de aço sem costuras. Os 25 números de teste 80 a 83, que têm espessuras de parede de 50 mm ou mais, foram submetidos à etapa de têmpera que inclui tratamento isotérmico e não submetidos a têmpera por resfriamento contínuo. A temperatura de têmpera estava na faixa de 850 a 920 °C. Além disso, no caso da execução de têmpera que inclui tratamento isotérmico, cada tubo de aço foi aquecido até a temperatura de têmpera;
subsequentemente resfriados por resfriamento por água a uma taxa de resfriamento
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47/52 de 5 °C ou mais como resfriamento inicial, que dessa forma resfria a temperatura do tubo de aço para a temperatura de interrupção de resfriamento; e submetido a tratamento de calor isotérmico. Se necessário, resfriamento intermitente foi aplicado entre o resfriamento por água e o tratamento de calor isotérmico a fim de estabilizar 5 a temperatura do tubo de aço ao redor da temperatura de tratamento isotérmico.
[TABELA 3]
Classificação Tipo de aço Composição química (unidade: % de massa, sendo que o saldo é de Fe e impurezas)
C Si Mn P S Cr Mo Nb Ti B sol.Al N V O Ca Zr
Exemplo inventivo AD 0,61 0,20 0,45 0,014 0,001 1,01 0,69 0,028 0,010 - 0,032 0,0037 0,10 0,002 -
AE 0,65 0,18 0,45 0,010 0,001 1,01 0,73 0,016 0,010 - 0,035 0,0048 0,10 0,002 0,0019 -
[00142] Os tubos de aço foram avaliados de uma maneira que é basicamente a mesma que no Exemplo 1. Entretanto, para espécimes teste de tensão, espécimes de tensão do tipo arco foram extraídos dos tubos de aço. O corte 10 transversal dos espécimes teste de tensão do tipo arco tinha o formato de um arco e a direção longitudinal dos espécimes teste de tensão do tipo arco era paralela à direção longitudinal dos tubos de aço.
[00143] No espécime teste de tração de barra redonda para avaliação de resistência a SSC, a direção longitudinal era paralela à direção longitudinal dos tubos de aço e seu tamanho era o mesmo que no Exemplo 1.
[00144] O resultado nos testes de avaliação é mostrado na Tabela 4.
Petição 870180073971, de 22/08/2018, pág. 53/59 [TABELA 4]
Figure BR112015005870B1_D0001
Tipo de aço
Método
CR8
Concentra
Tamanho do
Tempo de
Temperat Dure
Númei o de
Temperat Temp ção de
Razão
YS teste de SSC tubo de aço
Largu elemento de
Trincas
C (% de Normaliza massa) ção de resfriame nto (T/
s)
AD 0,61
Contínuo 60
2837 passag ura de za taman
50C(%) ura de o de ra de aspecto
Diâmet por t-2.2 em de interrupç (HRC ho de +26 revenido reveni meia formação de banho banh banho ro
Espess têmpera ponto
Ms (s)
7,34 10* ão (°C) grão pré-y
62,0 9,6
56,5 (T) do (m altura (°)
730 30 de liga em carboneto s (%)
0,23 19,1 carbone tos
0,61 (MP
a) extern ura o (mm) (mm)
Não
Trinca
912 Trinc ado do 114,0
15,0
Trincado
48/52 <Λ O
Figure BR112015005870B1_D0002
AD 0,61
Contínuo 4
7,34 150
61,5 9,5
56,5
730 30
0,22 18,6
0,62
901
Não
Trinc ado
Não <Λ O .> c
Trinca 114,0 do
15,0
Não trincado
AD 0,61
Isotérmic o
250
60,5 9,6
56,5
725 30
0,25 19,2
0,65
905 Trinc ado
Não
Trinca 114,0 do
Não
15,0
Não trincado
Petição 870180073971 de 22'08/701
54/59
76 AD 0,61 Realizado Contínuo 4 7,34 150 - 61,5 11,5 56,5 730 30 0,26 19,0 0,62 910 Trinc ado - trincad o 114,0 15,0 Não trincado
Não Não
77 AD 0,61 Realizado Isotérmic - - - 250 61,0 11,6 56,5 725 30 0,24 19,1 0,61 908 Trinc - trincad 114,0 15,0 Não
o ado o trincado
Não
78 AE 0,65 - Contínuo 4 8,76 150 - 62,0 9,6 58,5 730 30 0,25 19,0 0,65 910 Trinc - Trinca 244,5 13,8 Não
ado do trincado
Não Não
79 AE 0,65 Realizado Contínuo 4 8,81 150 - 61,5 11,3 58,5 730 30 0,24 18,6 0,61 912 Trinc - trincad 244,5 13,8 Não
ado o trincado
Não
80 AE 0,65 - Isotérmic - - - 250 61,0 9,5 58,5 715 30 0,30 18,9 0,58 905 Trinc - Trinca 216,7 50,0 Não
o ado do trincado
Não Não
81 AE 0,65 Realizado Isotérmic - - - 250 60,5 11,3 58,5 715 30 0,28 18,5 0,58 900 Trinc - trincad 216,7 50,0 Não
o ado o trincado
49/52
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82 AE 0,65 - Isotérmic o - - - 250 59,8 9,7 58,5 705 30 0,36 19,2 0,55 904 Não Trinc ado - Trinca do 216,7 60,0 Não trincado
Não Não
83 AE 0,65 Realizado Isotérmic - - - 250 59,5 11,5 58,5 705 30 0,35 19,1 0,54 908 Trinc - trincad 216,7 60,0 Não
o ado o trincado
50/52
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51/52 [00145] No caso de execução da etapa de têmpera por resfriamento contínuo, a coluna “CR8-5” na Tabela 4 contém taxas de resfriamento CR8-5 (°C/s). A coluna “2837t-2·2” contém valores do lado direito da Fórmula (2). “Trincado” na coluna “Trincas por têmpera” indica que houve uma trinca por têmpera após a têmpera. “Não trincado” indica que nenhuma trinca por têmpera foi encontrada após a têmpera.
[00146] Para o número de teste 73 na Tabela 4, a carcaça oca foi submetida a resfriamento de água de imersão e o tempo de passagem de ponto Ms é de 10 segundos. Portanto, o tubo de aço sem costura para o número de teste 73 exibiu trincas por têmpera estendidas a ambas extremidades da carcaça oca. Para o número de teste 73, o tubo de aço sem costura que tem as trincas por têmpera foi revenido e avaliado.
[00147] Os números de teste 74 a 83 satisfizeram as composições químicas e as condições de fabricação estipuladas no primeiro método de fabricação ou no segundo método de fabricação da presente invenção e no caso de executar o primeiro método de fabricação, cada uma das taxas de resfriamento CR8-5 satisfez a Fórmula (2). Portanto, os tubos de aço sem costuras após a têmpera não exibiram trincas por têmpera e resistência a SSC satisfatória. Particularmente, os espécimes para os números de teste 76, 77, 79, 81 e 83 que foram normalizados para serem refinados por grão, não exibiram SSC mesmo em um banho mais sério. O tubo de aço para o número de teste 73 também exibiu resistência a SSC satisfatória embora tenha desenvolvido uma trinca por têmpera.
[00148] Na Tabela 4, os números de teste 73 a 83, cada um, exibiram uma concentração de elemento de formação de liga nos carbonetos de 20% ou menos. Vantajosamente, o teor de C pode ser aumentado e os elementos de formação de liga tais como Cr e Mo podem ser reduzidos, para reduzir a concentração de elemento de formação de liga nos carbonetos. Por outro lado, para alcançar uma temperatura de revenido alta, não é desejável reduzir Mo, o que aumenta a temperatura de revenido. Portanto, reduzir o Cr
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52/52 pode ser vantajoso para reduzir a concentração de elemento de formação de liga nos carbonetos.
[00149] Os tubos de aço para os números de teste 73 a 83 tinham uma razão de aspecto dos carbonetos de 0,45 ou mais alta e a 5 esfericalização dos carbonetos foi alcançada. Vantajosamente, para esfericalização de carbonetos, a concentração de elemento de formação de liga nos carbonetos pode ser reduzida, conforme descrito acima e além disso, a temperatura de revenido após a têmpera pode ser aumentada. Foi descoberto que uma temperatura de revenido de 700 °C ou mais alta é 10 preferencial para alcançar esfericalização suficiente dos carbonetos.
[00150] O exposto acima é a descrição da modalidade da presente invenção. A modalidade descrita acima é apenas um exemplo típico para realizar a presente invenção. Portanto, a presente invenção não é limitada à modalidade descrita acima e a modalidade descrita acima pode ser 15 alterada ou modificada, conforme apropriado, sem se desviar do espírito e do escopo da presente invenção.
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Claims (15)

  1. REIVINDICAÇÕES
    1. Aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera CARACTERIZADO pelo fato de que tem uma composição química que contém, por cento em massa,
    C: 0,56 a 1,00%,
    Si: 0,05 a 0,50%,
    Mn: 0,05 a 1,00%,
    P: no máximo 0,025%,
    S: no máximo 0,010%,
    Al: 0,005 a 0,100%,
    Mo: 0,40 a 1,00%,
    V: 0,07 a 0,30%,
    O: no máximo 0,010%, e
    N: no máximo 0,0300%, sendo o saldo de Fe e impurezas, em que o limite de escoamento do mesmo é de pelo menos 862 MPa; e a largura à meia altura dos picos de difração em uma superfície cristalina [211] é no máximo de 0,50°; e a razão de aspecto de carbonetos é 0,45 ou acima.
  2. 2. Aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com a reivindicação 1, em que o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera é CARACTERIZADO pelo fato de que contém adicionalmente Cr: no máximo 2,00%.
  3. 3. Aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, em que o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera é CARACTERIZADO pelo fato de que a composição química contém,adicionalmente um ou mais elementos selecionados de um grupo que consiste em
    Nb: no máximo 0,100%,
    Ti: no máximo 0,100%, e
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    2/4
    Zr: no máximo 0,100%.
  4. 4. Aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, em que o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera é CARACTERIZADO pelo fato de que a composição química contém adicionalmente Ca: no máximo 0,0100%.
  5. 5. Aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, em que o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera é CARACTERIZADO pelo fato de que a composição química contém adicionalmente B: no máximo 0,0030%.
  6. 6. Aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, em que o aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera é CARACTERIZADO pelo fato de que tem uma porcentagem de austenita retida de menos de 5%.
  7. 7. Produto tubular da indústria petrolífera, produzido a partir do aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera conforme definido em qualquer uma das reivindicações 1 a 6, CARACTERIZADO pelo fato de que tem um diâmetro externo de 100 a 450 mm e uma espessura de parede de 5 a 100 mm.
  8. 8. Método para produzir um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, CARACTERIZADO pelo fato de que compreende as etapas de:
    trabalhar a quente um tarugo para produzir um material de aço, sendo que o tarugo tem uma composição química que contém, por cento em massa, C: 0,56 a 1,00%, Si: 0,05 a 0,50%, Mn: 0,05 a 1,00%, P: no máximo 0,025%, S: no máximo 0,010%, Al: 0,005 a 0,100%, Mo: 0,40 a 1,00%, V: 0,07 a 0,30%, O: no máximo 0,010% e N: no máximo 0,0300%, sendo o saldo de Fe e impurezas;
    temperar o material de aço de uma temperatura de têmpera não mais baixa que 850°C por tratamento de resfriamento contínuo a uma taxa de resfriamento de tal modo que o período de tempo durante o qual a temperatura
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    3/4 de material diminui da temperatura de têmpera para a temperatura de início de transformação martensítica está entre 100 e 600 segundos; e revenir, em uma temperatura de revenido de 650 a 735°C, o material de aço que foi temperado.
  9. 9. Método para produzir um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, CARACTERIZADO pelo fato de que compreende as etapas de:
    trabalhar a quente um tarugo para produzir um material de aço, sendo que o tarugo tem uma composição química que contém, por cento em massa, C: 0,56 a 1,00%, Si: 0,05 a 0,50%, Mn: 0,05 a 1,00%, P: no máximo 0,025%, S: no máximo 0,010%, Al: 0,005 a 0,100%, Mo: 0,40 a 1,00%, V: 0,07 a 0,30%, O: no máximo 0,010% e N: no máximo 0,0300%, sendo o saldo de Fe e impurezas;
    submeter o material de aço a tratamento de têmpera que inclui tratamento isotérmico; e revenir, em uma temperatura de revenido de 650 a 735°C, o material de aço que foi temperado, em que a etapa de submeter o material de aço a tratamento de têmpera que inclui tratamento isotérmico compreende:
    uma etapa de resfriamento inicial para resfriar o material de aço da temperatura de têmpera não mais baixa que 850°C a uma temperatura que excede 100°C e não mais alta que 300 °C a uma taxa de resfriamento de 0,7 °C/s ou mais alta;
    uma etapa de tratamento isotérmico para manter o material de aço que foi submetido à etapa de resfriamento inicial na faixa de temperatura que excede 100 °C e não mais alta que 300 °C por 5 a 60 minutos; e uma etapa de resfriamento final para resfriar o material de aço que foi submetido à etapa de tratamento isotérmico.
  10. 10. Método para produzir um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com a reivindicação 8 ou 9,
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    4/4
    CARACTERIZADO pelo fato de que compreende adicionalmente a etapa de submeter o material de aço a tratamento de normalização após o trabalho a quente e antes da têmpera.
  11. 11. Método para produzir um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com qualquer uma das reivindicações 8 a 10, CARACTERIZADO pelo fato de que a composição química contém adicionalmente Cr: no máximo 2,00%.
  12. 12. Método para produzir um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com qualquer uma das reivindicações 8 a 11, CARACTERIZADO pelo fato de que a composição química contém, adicionalmente, um ou mais elementos selecionados de um grupo que consiste em Nb: no máximo 0,100%, Ti: no máximo 0,100%, e Zr: no máximo 0,100%.
  13. 13. Método para produzir um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com qualquer uma das reivindicações 8 a 12, CARACTERIZADO pelo fato de que a composição química contém adicionalmente Ca: no máximo 0,0100%.
  14. 14. Método para produzir um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com qualquer uma das reivindicações 8 a 13, CARACTERIZADO pelo fato de que a composição química contém adicionalmente B: no máximo 0,0030%.
  15. 15. Método para produzir um aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera, de acordo com qualquer uma das reivindicações 8 a 14, CARACTERIZADO pelo fato de que o material de aço é uma carcaça oca, e o método produz um tubo de aço sem costura que tem um diâmetro externo de 100 a 450 mm e uma espessura de parede de 5 a 100 mm.
    Petição 870180073189, de 20/08/2018, pág. 14/68
    1/4
    RAZAO DE ASPECTO DE CARBONETOS
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