BR112015014607B1

BR112015014607B1 - aço bainítico para componente de perfuração de rocha

Info

Publication number: BR112015014607B1
Application number: BR112015014607A
Authority: BR
Inventors: Tomas Antonsson; JOHAN LINDéN
Original assignee: Sandvik Intellectual Property
Priority date: 2012-12-20
Filing date: 2013-12-16
Publication date: 2019-09-03
Also published as: WO2014095747A1; CA2893669C; KR20150097771A; MX2015007969A; EP2935639B1; US20180105905A1; PT2935639T; MX345499B; AU2013363743B2; AU2013363743A1; EP2935639A1; EP2746419A1; CA2893669A1; JP5937279B2; CN104870677A; RU2669665C2; PE20151034A1; PL2935639T3; ZA201504148B; CN104870677B

Abstract

"aço bainïtico para componente de perfuração de rocha" um aço bainítico que compreende, em % em peso (% em peso) c: 0,16 a 0,23 si: 0,8 a 1,0 mo: 0, 67 a 0,9 cr: 1,10 a 1, 30 v: 0,18 a 0,4 ni: 1,60 a 2,0 mn: 0,65 a 0,9 p: <- 0, 020 s: ~ 0,02 cu: < 0,20 n: 0,005 a 0,012ó em peso o restante constituído de fe e impurezas inevitáveis.

Description

AÇO BAINÍTICO PARA COMPONENTE DE PERFURAÇÃO DE ROCHA

CAMPO TÉCNICO [0001] A presente invenção refere-se a um aço bainítico de acordo com o preâmbulo da reivindicação 1. A presente invenção diz ainda respeito a um componente de haste de broca de acordo com o preâmbulo da reivindicação 7. A presente invenção diz ainda respeito a um método para a fabricação de um componente de haste de broca de acordo com o preâmbulo da reivindicação 10. A presente invenção também se relaciona ao uso do aço bainítico inventivo de acordo com o preâmbulo da reivindicação 15.

ESTADO DA TÉCNICA [0002] Hastes de perfuração para mineração e trabalho de construção tipicamente compreendem uma porção de haste central, uma extremidade macho roscada e uma extremidade fêmea roscada.

Em operação, uma cabeça de extremidade ou ponta de macho da haste e a cabeça conduzida para a rocha ou solo por de um enroscada perfuração aparelho na de de martelo de topo, na qual o equipamento de perfuração é disposto para proporcionar movimento de rotação elevada e percussão para a haste de broca. À medida que o comprimento do furo de perfuração prossegue, a haste de perfuração pode ser estendida por aparafusamento de mais hastes de broca na extremidade de uma haste precedente.

2/34 [0003] Hastes de perfuração podem ser fabricadas por forjamento e rosqueamento das extremidades de uma haste de aço em conectores de acoplamento macho e fêmea. No entanto, a prática mais comum hoje é fabricar os conectores machos e fêmeas separadamente e em seguida, anexar os conectores com solda de atrito a uma respectiva extremidade de uma haste de aço.

[0004] Um problema relacionado com as hastes de broca é a sua relativa curta vida de serviço, uma vez que a taxa pela qual as hastes se desgastam e precisam ser substituídas, tem um impacto direto sobre o custo total para a operação de perfuração. Um outro problema é a resistência da haste, Se uma haste quebra, pode levar um tempo considerável para recuperá-la de dentro do furo.

[0005] No passado foram feitos trabalhos para melhorar as hastes de broca. Por exemplo, WO97/27022 é voltada para o problema das regiões de material macio que ocorrem na interface entre o conector e a haste central, depois de solda por fricção. Quando um conector e uma haste central são soldadas por atrito entre si, o calor se desenvolve na interface entre o conector e a haste central. A região aquecida é referida como região afetada pelo calor, (HAZ). Na HAZ o material de aço é recozido e ocorre uma região de material macio na interface entre a haste e o conector. A região macia passa a ser a parte mais fraca da haste de broca e é tipicamente a posição em que a haste de broca se rompe. Para resolver este problema, WO97/27022 propõe um aço, no qual a composição química foi equilibrada de tal modo que a dureza da parte mais temperada na HAZ tem uma dureza igual à dureza do núcleo da haste de perfuração.

3/34 [0006] O aço descrito na WO97/27022 tem levado a melhorias na vida útil de hastes de perfuração, em especial em vista da falha na interface entre o conector e a haste central. No entanto, a vida útil global das hastes ainda não é suficiente.

[0007] Observações de campo têm demonstrado que a falha hoje em hastes de perfuração raramente ocorre na interface entre o conector e a haste central. Em vez disso, o comprimento de vida das hastes parece ser limitado pela falha na porção roscada dos conectores.

[0008] Por conseguinte, um objeto da presente invenção consiste em resolver pelo menos um dos problemas acima. Em particular, é um objeto da presente invenção conseguir uma composição de aço melhorada que permita a produção de hastes de broca com uma longa vida útil. Outro objeto da presente invenção é o de alcançar um componente de broca de custo eficaz e que pode ser utilizado durante um longo período de tempo. É também um objetivo da presente invenção conseguir um método para a produção de componentes de broca resistentes ao desgaste. Ainda outro objeto da presente invenção refere-se à utilização da composição de aço melhorada nos componentes de perfuração.

BREVE DESCRIÇÃO DA INVENÇÃO [0009] De acordo com a invenção pelo menos um destes objetos é satisfeito por um aço bainítico compreendendo (em peso%):

C: 0,16 a 0,23

Si:

0,8 a 1,0

4/34

Mo:	0,67	a	0,9
Cr:	1,10	a	1,30
V:	0,18	a	0,4
Ni:	1,60	a	2,0
Mn:	0,65	a	0,9
P:	< 0,020
S:	á 0,02
Cu:	<0,20
N:	0,005	a	0,012% em peso

o restante	constituído de	Fe	e impurezas	inevitáveis.
[00010]	0 aço	da	invenção	destina-se
principalmente	à produção	de	componentes	de envoltório
endurecido que	são sujeitos	a desgaste	repetido a

temperaturas elevadas, isto é, 300 a 500° C, por exemplo, conectores roscados de envoltório endurecido em hastes de broca. Estes componentes têm uma região superficial martensítica e um núcleo bainítico-martensítico.

[00011] Resultados de teste de campo realizados durante perfuração com martelo de topo têm mostrado que hastes de envoltório endurecido fabricadas a partir do aço inventivo duram surpreendentemente mais tempo do que hastes fabricadas em aço convencional.

[00012] Durante perfuração do solo ou rocha com martelo de topo acima do solo, a haste de perfuração é submetida a percussão intensiva da plataforma de perfuração. A percussão causa uma onda de choque que progride através das hastes interligadas para baixo para a broca de perfuração no fundo do furo. À medida que a onda de choque progride através das hastes interligadas,

5!3Ar aproximadamente, 5% da sua energia é perdida na forma de calor que se desenvolve principalmente nas roscas dos conectores macho e fêmea das hastes interligadas. Consequentemente, a temperatura de trabalho nos conectores durante a perfuração com martelo de topo é elevada, normalmente acima de 300° C, mas pode atingir 500° C. Em perfuração acima do solo com martelo de topo, o ar é normalmente utilizado para o arrefecimento das hastes de perfuração e também para remover os detritos de perfuração. No entanto, o ar não é um fluido de arrefecimento efetivo e não arrefece as hastes suficientemente para evitar que o calor liberado faça com que o envoltório martensítico nas roscas dos conectores das hastes se transformem em fases mais macias cementita e ferrita. Em hastes convencionais, a transformação da martensita pode causar que a superfície das roscas amacie e, eventualmente, cause desgaste dos conectores. Como resistência ao desgaste adesivo está em relação direta com a dureza.

[00013] A razão para o tempo de vida surpreendentemente longo das hastes fabricadas a partir do aço da invenção não é totalmente compreendida. No entanto, sem ser limitado pela teoria, acredita-se que as quantidades equilibradas dos elementos de liga de silício, molibdênio, cromo e vanádio no aço faz com que a superfície martensítica dos conectores da haste de broca mantenham a dureza a temperaturas de trabalho elevadas durante a perfuração com martelo de topo.

[00014] Silício estabiliza carboneto ípsilon e, por conseguinte, retarda a transformação da região de superfície martensítica dura dos conectores em ferrita

6/34 cementita mais macias até temperaturas de aproximadamente 3 00° C. No entanto, à medida que a temperatura sobe nos conectores durante a perfuração, a fase martensítica na superfície dos conectores de envoltório endurecido eventualmente começa a se transformar em cementita e ferrita. A quantidade de martensita, na região da superfície dos conectores, por conseguinte, diminui e, consequentemente, também a dureza de superfície da região cai. Durante a transformação da martensita em cementita e ferrita, o carbono é liberado para dentro do aço.

[00015] Para o aço da invenção os elementos de liga de molibdênio, cromo e vanádio formam carbonetos duros e estáveis com o excesso de carbono resultante da fase martensítica transformada. Os carbonetos duros precipitam na fase martensítica restante dos conectores e compensam, assim, a dureza que se perde pela transformação da martensita em cementita, [00016] 0 núcleo dos conectores consiste de martensita e bainita. Bainita é uma mistura fina das fases cementita e ferrita. Bainita é estável a altas temperaturas e, por conseguinte, continua a ser suficientemente forte para suportar a região de envoltório endurecido dos conectores a temperaturas de trabalho elevadas.

[00017] De	acordo	com	uma	alternativa, a
quantidade de Si é 0,85	a 0,95%	em peso no	aço da invenção.
[00018] De	acordo	com	uma	alternativa, a
quantidade de Mo é 0,70	a 0,80%	em peso no	aço da invenção.
[00019] De	acordo	com	uma	alternativa, a
quantidade de Cr é de	1,20 a	1,25% em	peso no aço da

invenção.

7/34 [00020] De acordo com uma alternativa, a quantidade de V é de 0,20 a 0,30% em peso, preferencialmente 0,2 a 0,25% em peso no aço da invenção.

[00021] De acordo com uma alternativa, o valor de N é 0,005 a 0,008% em peso mais preferida 0,008 a 0,012% em peso, no aço da invenção.

[00022] A invenção também se refere a componente de perfuração compreendendo o aço da invenção.

[00023] 0 componente pode ser uma rosca macho ou conector fêmea para uma haste de broca.

[00024] Por exemplo, o componente é uma haste de perfuração que compreende uma rosca macho e um conector fêmea com rosca.

[00025] A invenção também se refere a um método para a fabricação de um componente de perfuração de rocha que compreende as etapas de:

a. formação de um componente de perfuração, tal como descrito acima a partir do aço da invenção.

b. aquecimento do referido componente à temperatura de austenitização;

c. manter o referido componente na temperatura de austenitização numa atmosfera contendo carbono durante um tempo predeterminado;

d. arrefecimento do referido componente.

[00026] De preferência, o referido componente é aquecido a uma temperatura de 900 a 1000° C.

[00027] De preferência, o referido componente é aquecido numa atmosfera de CO e H₂.

[00028] De preferência, o componente é aquecido durante 3 a 6 horas.

8/34 [00029]

De preferência, componente arrefecido em ar.

[00030] do aço bainítico inventivo em conectores de envoltório endurecido para as hastes de com martelo de topo acima do solo.

DESCRIÇÃO DETALHADA DA INVENÇÃO [00031] O aço da invenção compreende os seguintes elementos em% em peso (% em peso):

[00032] De carbono (C). O carbono está incluído no aço inventivo para resistência e para governar a estrutura final do aço, que deve ser bainítica. O carbono também é adicionado ao aço da invenção para assegurar a formação de carbonetos. Os carbonetos proporcionam um efeito de endurecimento por precipitação na estrutura bainítica do aço. Os carbonetos evitam ainda que os grãos no aço cresçam por coalescência, e, assim, garante grãos finos no aço e, consequentemente, sua alta resistência. O teor de carbono deve, portanto, ser de pelo menos 0,16% em peso no aço. Teor de carbono demasiadamente elevado reduz a resistência do aço ao impacto. O carbono deve, pois, ser limitado a 0,23% em peso. De preferência, o carbono é de 0,18 a 0,20% em peso.

[00033] O silício (Si) é utilizado como desoxidante na fabricação do aço e alguma quantidade de silício, por conseguinte, está sempre presente no aço. Silício tem um efeito positivo sobre o aço da invenção, uma vez que aumenta a capacidade de endurecimento, ou seja, a

9/34 taxa em que a fase austenítica é transformada em martensita durante a têmpera. No aço inventivo, o silício é um importante elemento de liga, uma vez que retarda a transformação da martensita em cementita e ferrita.

[00034] Martensita é uma fase instável e, quando aquecida, ela se transforma, através de vários carbonetos, em cementita e ferrita, o que leva à diminuição da dureza do aço. 0 silício estabiliza carboneto ípsilon, que é um dos carbonetos que precedem a fase de cementita durante a transformação da martensita e assim retarda a transformação da martensita. Além disso, durante a dissolução da fase martensítica, de carbono deve difundir através do aço para os carbonetos para que os carbonetos cresçam. A presença de silício no aço aumenta a atividade do carbono no aço, o que por sua vez retarda o crescimento dos carbonetos já formados e também a nucleação de novos carbonetos. Além disso, este mecanismo retarda substancialmente a transformação da martensita. Silício tem, portanto, um efeito positivo na retenção da resistência da região de superfície em componentes de envoltório endurecido do aço da invenção, a temperaturas elevadas.

[00035] No entanto, o silício estabiliza ferrita e, por conseguinte, quantidades muito elevadas de silício levam a um aumento da temperatura Al. Isto tem um efeito negativo uma vez que o aço, durante o endurecimento, deve ser aquecido a uma temperatura superior, o que provoca o crescimento dos grãos na fase austenítica e, assim, reduz a resistência. Por conseguinte, a quantidade de silício é limitada a 0,80 a 1,0% em peso no aço da invenção. De

10/34

preferência, a	quantidade de	silício é 0,85 a 0,95%	em
peso.
[00036]	Molibdênio,	cromo e vanádio	são
elementos importantes para o	aço inventivo, uma vez	que

formam carbonetos duros que compensam a queda de dureza quando a fase martensítica se transforma em cementita e ferrita. Os diferentes formadores de carboneto, molibdênio, cromo e vanádio, formam carbonetos estáveis a diferentes temperaturas. Assim, a baixas temperaturas e, portanto, à transformação moderada da martensita, principalmente carbonetos ricos de molibdênio são precipitados. Com o aumento da temperatura a transformação da martensita aumenta. No entanto, a temperaturas mais elevadas, carbonetos ricos de cromo são precipitados primeiro e, subsequentemente, a temperaturas ainda mais elevadas.

também	carbonetos	ricos	de	vanádio. Isto	proporciona	o
efeito	de que a	dureza	da	martensita na	superfície	do
conector é mantida	substancialmente constante ao longo	de

uma ampla faixa de temperaturas de trabalho.

[00037] Molibdênio (Mo), forma carbonetos estáveis ricos em molibdênio a uma temperatura desde 300° C até cerca de 500° C e compensam a queda de dureza quando a fase martensítica é transformada em cementita e ferrita. Para garantir que uma quantidade suficiente de carbonetos seja precipitada, a quantidade de molibdênio deve ser de pelo menos 0,67% em peso. No entanto, molibdênio estabiliza austenita e tem, portanto, uma muito forte influência na capacidade de endurecimento. Quantidades demasiadamente elevadas de molibdênio podem, por conseguinte, levar à formação de martensita no núcleo do conector, o que torna o

11/34 conector quebradiço. Quantidades elevadas de molibdênio também podem causar a formação de máximo de dureza secundária. O limite superior para o molibdênio é,

portanto.	0,9%	em peso no aço	da invenção. De	um modo
preferido,	o teor de	molibdênio	é 0,67 a 0,83% em peso no
aço.
[00038]	0	cromo (Cr)	forma carbonetos	estáveis
ricos em	cromo	com	carbono. Alguns carbonetos	ricos em

cromo são precipitados mesmo a baixas temperaturas, ou seja, 300° C. No entanto, a maioria dos carbonetos ricos em cromo são precipitados a uma temperatura entre 400 a 500° C. Para garantir que uma quantidade suficiente de carbonetos ricos em cromo seja formada, o aço da invenção deve conter pelo menos 1,10% em peso de cromo. Quantidades muito elevadas de cromo podem levar à formação de um assim chamado máximo de dureza secundária no aço a altas temperaturas, tipicamente acima de 600° C. Este fenômeno é geralmente provocado pela formação de uma grande quantidade de carbonetos de cromo, e também de carbonetos de molibdênio e vanádio. No entanto, se a temperatura do aço é aumentada ainda mais, a dureza diminui rapidamente devido ao crescimento de carbonetos precipitados que, por sua vez, roubam carbono a partir de outras precipitações no aço.

Cromo deve, portanto, ser limitado a 1,30% em peso. De preferência, o teor de cromo é 1,20 a 1,25 no aço inventivo para garantir que uma quantidade suficiente de carbonetos seja formada e que a formação de um máximo de dureza secundária seja evitada.

[00039] O vanádio (V) forma carbonetos muito pequenos ricos em vanádio em temperaturas de 550 a 600° C

12/34 e, por conseguinte, compensam a queda de dureza quando a fase martensítica se transforma em cementita e ferrita a altas temperaturas. 0 aço da invenção deve conter pelo menos 0,18% em peso de vanádio para garantir que uma quantidade suficiente de carbonetos de vanádio seja precipitada no aço a temperaturas de trabalho elevadas.

[00040] Vanádio também forma carbonitretos de vanádio a temperaturas elevadas, ou seja, 900° C e acima. Os carbonitretos de vanádio são importantes uma vez que impedem o crescimento dos grãos da fase austenítica durante a carburação do aço. Quantidades muito grandes de vanádio podem levar a problemas durante o trabalho a quente do aço uma vez que os carbonitretos tornam-se tão estáveis que não se dissolvem na etapa de recozimento que antecede o trabalho a quente. Portanto vanádio deve ser limitado a 0,40% em peso no aço da invenção. De preferência, o vanádio é 0,18 a 0,30% em peso, mais preferido 0,20 a 0,30% em peso, ainda mais preferido 0,20 a 0,25% em peso.

[00041] O manganês (Mn) está incluído no aço inventivo para a formação de MnS com enxofre, que pode estar presente como uma impureza no aço. 0 manganês tem um efeito positivo sobre capacidade de endurecimento do aço, uma vez que reduz a temperatura Ms, ou seja a temperatura à qual começa a se formar martensita após austenitização. A baixa temperatura Ms também causa uma estrutura bainítica fina no núcleo de um conector fabricado a partir do aço da invenção. Isto é positivo para assegurar uma elevada resistência no núcleo do conector. Manganês deve ser incluído numa quantidade de pelo menos 0,65% em peso, a fim de assegurar tipos MnS de sulfuretos. Quantidades elevadas

13/34 de manganês podem resultar na formação de austenita retida no aço, devido a que o manganês diminui a temperatura Ms. Manganês, portanto, deve ser limitado a 0,85% em peso. De preferência, a quantidade de manganês é 0,70 a 0,80% em peso no aço uma vez que esta quantidade de manganês também assegura uma estrutura bainítica fina no aço da invenção.

[00042] Fósforo (P) está presente como uma impureza na matéria-prima para o aço da invenção. O fósforo segrega para a fase líquida durante a solidificação do aço e provoca estrias ricas em fósforo no aço solidificado. Por conseguinte, um elevado teor de fósforo tem um impacto negativo sobre a ductilidade e a resistência ao impacto do aço. Portanto, fósforo deve ser limitado a um máximo de 0,020% em peso, ou seja, 0 a 0,020% em peso, no aço da invenção.

[00043] Enxofre (S>, também está presente como uma impureza na matéria-prima para o aço da invenção. 0 enxofre forma inclusões de sulfeto no aço que tem um impacto negativo sobre a resistência ductilidade e impacto do aço. 0 enxofre, portanto, deve ser limitado a 0,02wt%, ou seja 0 a 0,020% em peso, no aço inventivo, mais preferido no máximo 0,015% em peso.

[00044] Níquel (Ni) aumenta a resistência ao impacto do aço e, consequentemente, é um elemento importante no aço inventivo que se destina a hastes de perfuração. Níquel reduz ainda mais a temperatura Ms do aço e aumenta assim a capacidade de endurecimento. A fim de assegurar a resistência ao impacto suficiente, para o aço, o teor de níquel deverá ser pelo menos 1,60% em peso. Um teor de níquel demasiado elevado pode reduzir a temperatura

14/34

Ms demais e levar à formação de austenita retida no aço. Austenita retida poderia causar tensão de tração na fase martensítica, e, assim, reduzir a resistência do aço. 0 teor de níquel deve, portanto, ser limitado a 2,0% em peso no aço inventivo. O níquel é, além disso, um elemento de liga caro e deve por isso estar presente em quantidades tão baixas quanto possível. De preferência, o teor de níquel é 1,70 a 1,90% em peso no aço da invenção uma vez que esta quantidade de níquel gera um custo eficaz de aço com suficiente resistência ao impacto.

[00045] Cobre (Cu) é normalmente incluído no metal de sucata que é utilizado como matéria-prima. Cobre pode ser permitido em quantidades de até 0,20% em peso, ou seja, 0 a 0,20% em peso.

[00046] 0 nitrogênio (N) . 0 aço da invenção contém de preferência nitrogênio para assegurar que os carbonitretos estáveis de vanádio sejam formados durante a carburação. De preferência, a quantidade de nitrogênio é de 0,005% em peso, mais preferido 0,008% em peso. Se o aço contém demasiado nitrogênio, os carbonitretos de vanádio irão tornar-se demasiadamente estáveis e não podem dissolver-se durante o aquecimento para a temperatura de trabalho a quente do aço. Por conseguinte, a quantidade máxima de nitrogênio é de 0,012% em peso.

[00047] Na condição de laminado a quente, o aço inventivo tem uma estrutura bainítica total, ou seja, uma estrutura de cementita (FeaC) e ferrita (ferro-α). Por laminado a quente entende-se que o aço da invenção foi produzido por vazamento, em seguida foi aquecido a uma

15/34 temperatura de aproximadamente 1200° C e submetido à laminação a quente seguida por arrefecimento em ar.

[00048]

Na condição de envoltório endurecido, o aço inventivo tem uma região de superfície martensítica e um núcleo bainítico/martensítico.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS [00049] A Figura 1 mostra uma representação esquemática de um componente de perfuração de rocha fabricado compreendendo o aço da invenção.

[00050] A Figura 2 mostra um gráfico com os resultados de experiências realizadas no aço da invenção.

[00051] A Figura 3 mostra uma tabela com os resultados de testes realizados no aço inventiva.

[00052] A Figura 4 e 5 mostra a superfície do núcleo e a dureza de amostras num ensaio realizado sobre um aço da invenção e um aço de comparação.

[00053] As Figuras 6 a 10 mostram diagramas produzidos em simulações ThermoCalc™ executadas em um aço inventivo e um comparativo.

DESCRIÇÃO DE FORMAS DE REALIZAÇÃO [00054] A Figura 1 mostra esquematicamente uma seção transversal longitudinal de um componente de perfuração de acordo com uma primeira forma de realização da presente invenção. 0 componente de perfuração mostrado na Figura 1 é uma haste de perfuração MF (1), que compreende uma porção central da haste (10) . A primeira

16/34 extremidade central da haste (10) compreende um conector macho (20) e a segunda extremidade central da haste compreende um conector fêmea (30). O conector macho (20) está provido de uma rosca externa (21) e o conector fêmea está provido de uma rosca interna (31). As dimensões dos conectores macho e fêmea e das roscas (21) , (31) são dimensionadas de tal modo que o conector macho (20) de uma primeira haste MF pode ser recebido na ligação fêmea (30) de uma segunda haste MF. A haste MF compreende ainda um canal central (60), isto é, um furo que se estende através de toda a haste MF. O canal tem uma abertura (61) no centro do conector macho e uma abertura (61) no centro do conector fêmea. Em funcionamento, o fluido de arrefecimento, tal como ar, é conduzido através do canal (60).

[00055] Na Figura 1, os conectores macho e fêmea (20), (30) estão ligados à porção de haste central (10) por meio de solda de atrito que é indicada pelas linhas tracejadas (11). No entanto, a haste MF na Figura 1 também pode ser fabricada numa só peça, ou seja, os conectores macho e fêmea (20) e (30) poderíam ser formados por forjamento e rosqueando as extremidades da haste.

[00056] Os conectores (20) e (30) são fabricados a partir do aço bainítico de acordo com a invenção. A haste central (10) pode ser fabricada a partir de outro tipo de aço, por exemplo, um aço de baixa liga convencional de carbono. No entanto, a haste central também pode ser fabricada a partir do aço bainítico de acordo com a invenção.

[00057] Os conectores (20) e (30) são temperadas e têm um núcleo bainítico (40) e uma região de

17/34 superfície martensítica (50) . A região de superfície martensítica é 1 a 3 mm de espessura e se estende a partir da superfície do conector para o seu centro.

[00058] Embora a componente de perfuração da invenção tenha sido descrito com relação a uma haste-MF é óbvio que também pode ser qualquer outro tipo de componente que está sujeito a um desgaste repetido sob altas temperaturas de trabalho, por exemplo, uma haste drifter.

[00059] De preferência, o componente de perfuração da invenção é fabricado por um método que compreende as seguintes etapas.

[00060] Num primeira etapa, um componente de perfuração é formado em um aço bainítico de acordo com a invenção. Isto é tipicamente conseguido por forjamento e rosqueamento de um precursor do aço da invenção em conectores macho e fêmea (20), (30). O precursor é tipicamente uma parte de uma haste contínua, que foi fabricado a partir do aço da invenção.

[00061] Numa segunda etapa, os conectores são submetidos à carburação. Isto é conseguido pelo fato de que os conectores são aquecidos num forno a temperatura de austenitização, que para o aço da invenção é superior a 900° C. A fornalha pode ser de qualquer tipo, por exemplo, um forno-poço. A fim de garantir a austenitização total dos conectores e evitar os efeitos negativos, tais como o alargamento de grãos, os conectores devem ser aquecidos à temperatura entre 900° C e 950° C, de preferência 925° C.

[00062] A etapa de austenitização dos conectores é realizada numa atmosfera rica de carbono para assegurar que o teor de carbono aumente na região de

18/34 superfície dos conectores, a chamada carburação. Tipicamente, a atmosfera no forno é uma mistura de gases H₂e CO, por exemplo, metano craqueado.

[00063] Os conectores são mantidos no forno durante um período de tempo de 3 a 6 horas. O tempo regula a profundidade do envoltório, isto é, a espessura da região de superfície martensítica. De preferência, o período de tempo é de 5 horas para assegurar uma profundidade suficiente de envoltório.

[00064] Quando o tempo de aquecimento tiver expirado, os conectores, que agora são austenitizados, são retirados do forno e são arrefecidos no ar ambiente. Refrigeração de ar forçado pode ser empregada por sopro de ar sobre os conectores.

[00065] Durante o arrefecimento da superfície carburada dos conectores austenitizados se transforma em martensita e o núcleo dos conectores em uma mistura de bainita e martensita.

[00066] Os conectores podem em seguida ser submetidos a uma etapa de recozimento para dureza otimizada da superfície martensítica. A têmpera é, assim, realizada a 200 a 300° C durante 1 hora.

[00067] Finalmente, os conectores são ligados a uma porção central da haste por solda de atrito.

EXEMPLOS [00068] 0 material de aço da invenção é descrito a seguir por quatro exemplos não limitantes.

19/34

Exemplo 1 [00069] O Exemplo 1 descreve os resultados de testes de campo realizados com hastes de envoltório endurecido fabricadas a partir do aço bainítico inventivo.

[00070] Num primeira etapa foi produzida uma fusão do aço da invenção. A fusão foi produzida pela fusão de sucata de metal em forno elétrico a arco, com refino do aço derretido em um conversor CLU e posteriormente o aço foi lançado em moldes de lingotes de 24''.

[00071] O aço da invenção obtido tinha a seguinte composição:

c	Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Mo	V	Cu	N
0,1	0,8	0,7	0,00	0,00	1,1	1,6	0,7	0,2	0,1	0,00
9	7	2	4	9	5	6	0	0	3	9

Tabela 1: Composição química do aço inventivo [0 0072] A partir do aço da invenção foram produzidas hastes. Algumas das hastes foram forjadas em conectores tipo fêmea roscados e algumas em conectores do tipo macho roscados.

[00073] Os conectores tipo macho e fêmea foram submetidos ao processo de endurecimento. Num primeira etapa, os conectores foram endurecidos na superfície num forno- poço, a uma temperatura de 925° C durante um período de tempo de 5 horas, a fornalha continha uma atmosfera de CO e H₂.

[00074] Após cinco horas, os conectores foram removidos do forno e deixados arrefecer no ar. O processo de endurecimento resultou numa camada martensítica que se

20/34 estendia a partir da superfície do conector para o núcleo que tinha estrutura bainítica/martensítica.

[00075] Os conectores foram subsequentemente ligados à extremidade de uma haste de aço que também foi fabricada a partir do material de aço da invenção. Um conector macho foi ligado a uma extremidade da haste e um conector fêmea à outra extremidade. Os conectores foram ligados por meio de solda de fricção.

[00076] Os testes de campo foram posteriormente realizados com as hastes de perfuração do aço da invenção em dois locais diferentes, Local A e Local B. A perfuração foi realizada com uma broca com um diâmetro de 115 mm e foi usada uma sonda de perfuração do tipo Sandvik DP1500. A velocidade de perfuração foi de aproximadamente 1 metro/minuto.

[00077] Como comparação também foram usadas hastes de perfuração convencionais. Essas hastes eram feitas do tipo de aço Sanbar 64.

[00078] Nove hastes de cada tipo (inventivas e convencionais) foram utilizadas no Local A e 4 hastes de cada tipo no Local B. As hastes foram usadas até a falha e o número total de metros perfurados com cada haste foi registrado como medidor de perfuração (dm) . A Tabela 2 mostra o resultado do teste como o número médio de metros de perfuração perfurado por haste no Local A e no Local B.

Local	Haste convencional	Haste Inventiva
Local A	2400 dm (média)	3200 dm (média)
Local B	2100 dm (média)	3100 dm (média)

Tabela 2: Resultados da perfuração

21/34 [00079] Como pode ser visto na tabela 1, as hastes de perfuração do aço da invenção tinham um comprimento de vida operacional mais considerável do que as hastes do material convencional.

Exemplo 2 [00080] Num segundo exemplo, a redução da dureza das amostras de teste a partir de um aço da invenção foi determinada em condições de laboratório a várias temperaturas de reaquecimento.

[00081] Num primeira etapa, uma fusão do aço da invenção foi produzida. A fusão foi produzida por fusão de sucata num forno de arco eléctrico, de refinação do aço fundido num conversor CLU e subsequentemente fundição em moldes para lingotes de 24''.

[00082] O aço da invenção obtido tinha a seguinte composição:

c	Si	Mn	P	s	Cr	Ni	Mo	V	Cu	N
0,2	0,8	0,7	0,01	0,01	1,2	1,7	0,7	0,2	<0,0	0,00
0	9	9	1	3	7	5	7	1	1	8

Tabela 3: Composição química do aço inventiva [00083] Os lingotes foram rolados em barras e as barras foram cortadas em cilindros de cinco centímetros de comprimento, que foram utilizados como amostras.

[00084] As amostras foram em seguida submetidas a um tratamento de endurecimento simulado. Este tratamento incluiu o aquecimento à temperatura de austenitização, mantendo a temperatura de austenitização a uma temperatura

22/34 pré-determinada e, subsequentemente, arrefecimento em óleo, o qual foi aquecido até à temperatura ambiente. Posteriormente, as amostras endurecidas foram submetidas a reaquecimento, a fim de simular o aquecimento durante a operação de perfuração. Após reaquecimento, as amostras foram arrefecidas ao ar. Após arrefecimento das amostras reaquecidas, a dureza foi medida na superfície, no meio do raio e no centro de cada amostra. A dureza foi medida em Vickers (HV1) [00085] Como referência, uma amostra de cada série foi deixada como endurecida, mas na condição de não reaquecida.

[00086] Doze amostras foram utilizadas para

cada uma	das	temperaturas	de	austenitização.	As
temperaturas de austenitização	foram:	860°	C, lh de	tempo
de espera;	880° C,	lh tempo de	espera;	925°	C, 20 min	tempo
de espera.	Após	têmpera em	óleo,	as	amostras	foram
reaquecidas	às seguintes temperaturas:	Não	reaquecida,	200°

C, 300° C, 400° C, 500^Q C, 550° C, 580° C, 600° C, 650° C, 675° C e 700° C.

[00087] O resultado da medição é graficamente demonstrado na Figura 2. A Figura 2 mostra um gráfico em que o resultado para cada temperatura de austenitização é mostrado como um valor médio para a dureza medida a cada temperatura de reaquecimento Os valores de medição específicos são apresentados no quadro 4, ver Figura 3.

[00088] Deve-se notar que a experiência é realizada em amostras não carburadas. No entanto, a partir do gráfico na Figura 2, é evidente que a dureza das três séries de diferentes amostras é quase constante a partir

23/34 das amostras não reaquecidas até 650° C. Acredita-se que a dureza é constante devido ao efeito estabilizador de silício na fase martensítica a baixas temperaturas e pela precipitação de carbonetos duros e estáveis de cromo, de molibdênio e de vanádio a temperaturas mais elevadas o que compensa a transformação da martensita em cementita e ferrita. A 700° C, é formado um máximo de dureza secundária e, posteriormente, a dureza cai drasticamente devido ao fato da coalescência de carbonetos de Cr, Mo e V em num menor número de precipitações mais grosseiras. O crescimento de carbonetos de Cr, Mo e V e outros faz com que o restante da martensita se dissolva em cementita e ferrita e desse modo a dureza diminui ainda mais.

[00089] É evidente que uma amostra carburada do material de aço da invenção, em todas as temperaturas de reaquecimento, seria mais dura do que as amostras não carburadas. No entanto, acredita-se que a dureza de uma amostra carburada também exibiu uma dureza essencialmente constante até cerca de 650° C.

Exemplo 3 [00090] Num terceiro exemplo, foi feita uma comparação com a dureza de superfície e de núcleo de amostras endurecidas e temperadas de uma liga de acordo com a invenção e uma liga comparativa. O teste simula o efeito de têmpera que ocorre no caso de hastes de broca endurecidas devido ao calor que se desenvolve nos acoplamentos durante a perfuração. Para comparação, uma liga semelhante à liga divulgada no documento WO97/27022 foi selecionada. O documento WO97/27022 revela uma liga que

24/34 é otimizada para a solda de atrito e é brevemente discutida na seção Antecedentes da invenção do presente pedido.

[00091] A composição química das ligas da invenção e comparativas está apresentada na tabela 5 abaixo. Comp 0.09 denomina a liga comparativa e Inv 0.22 denomina a liga inventiva.

	%C	%Si	%Mn ] %P	%s	%Cr	%Ni	%Mo	%V	%Cu	%N
Comp 0.09V	0,19	0,89	0,30	0,005	0,002	1,25	1,79	0,75	0,09	0,020	0,002
Inv 0.22V	0,20	0,89	0,70	0,060	0,027	1,20	1,84	0,70	0,22	0,13	0,009

Tabela 5: composição química das ligas de ensaio [00092] A 1 kg de fusão da liga comparativa foi produzido por métodos convencionais, tais como: fusão de sucata de metal em um forno de indução, refino e fundição. O fundido foi pré-aquecido num forno a 700° C durante aprox. 30 minutos e depois laminado a quente a 1200° C em uma barra quadrada, tendo as dimensões de 13 mm. A barra foi então arrefecida lentamente no ar e cortada em amostras 13 x 13 mm, [00093] A 75 toneladas da fusão da liga da invenção foram produzidas por métodos convencionais utilizados na produção, incluindo: derretimento em um forno EA, tratamento AoD, refino de concha, fundição e laminação contínua a quente. A fundição obtida do material da invenção foi enrolada a quente em uma barra com um diâmetro de 40 mm.

[00094] As barras de material inventivo foram cortadas em amostras de dimensões 40 x 130 mm.

[00095] As amostras foram subsequentemente carburadas e endurecidas por arrefecimento por ar forçado.

25/34

A carburação das amostras foi realizada de acordo com o seguinte programa em uma atmosfera de Propano/Nitrogênio/Metanol. Na etapa 1, as amostras foram primeiramente aquecidas durante um período de 150 minutos à temperatura de processo de 925° C e, em seguida, mantidas a essa temperatura durante 435 min:

	Etapa 1	Etapa 2	Etapa 3
Temperatura, °C	925	925	925
Potencial de carbono (Cp)	0.80	0.60	0.40
Tempo, min	150	0	0
Tempo de espera, min	435	100	180

Tabela 6: Programa de Carburização [00096] Em seguida, as amostras endurecidas foram submetidas a têmpera em diferentes temperaturas. Antes da têmpera, as amostras foram pintadas com o NoCarb™ a fim de evitar descarburação. A Tabela 7 abaixo mostraque a temperatura de têmpera para cada amostra. Uma amostra de cada liga foi deixada não temperada. Cada uma das amostras restantes foi temperada durante 30 minutos.

Amostra	1	2	3	4	5	6	7	8	9	10
Temperatura , °c	não temperada	15 0	180	200	250	300	400	500	600	700

Tabela 7: Temperaturas de têmpera [00097]

Após a têmpera, a dureza de núcleo e de superfície de cada amostra foi medida.

A dureza de superfície foi medida em HRC e a dureza do núcleo por

26/34 medição de Vickers (HV30). A dureza de superfície das várias amostras é mostrada na Figura 4. A dureza do núcleo das amostras é mostrada na Figura 5.

[00098] A partir da Figura 4 pode-se concluir que as amostras não temperadas da invenção e a liga comparativa têm dureza de superfície semelhante. Isto é devido ao fato de que a estrutura de superfície das respectivas amostras não temperadas consiste essencialmente em martensita. A dureza das amostras temperadas decresce com o aumento da temperatura de têmpera. No entanto, a partir dos gráficos na Figura 4, é claramente visível que a dureza superficial da liga da invenção é maior do que a dureza de superfície da liga comparativa para todas as temperaturas de têmpera até 600° C. Ou seja, a liga da invenção tem uma resistência à têmpera mais elevada do que a liga comparativa.

[00099] Surpreendentemente, a dureza superficial da liga da invenção continua a ser muito mais estável com o aumento da temperatura de têmpera do que a dureza superficial da liga comparativa. Como pode ser visto na Figura 4, a dureza de superfície da liga da invenção é essencialmente constante em 57 HRC até 2 00° C quando cai para 55 HRC e, em seguida, procede-se essencialmente constante a 300° C. A dureza de superfície da liga comparativa por outro lado diminui continuamente ao longo de todo o intervalo de temperatura.

[000100] Em temperaturas mais elevadas a taxa de dissolução de martensita aumenta e os carbonetos de vanádio aglutina para partículas mais grossas, o que resulta na diminuição da dureza de superfície. A 700° C, os carbonetos

27/34 de vanádio tornam-se instáveis e a dureza de superfície tanto da invenção quanto das amostras comparativas cai rapidamente.

[000101] A partir da Figura 5 pode concluir-se que a dureza do núcleo nas amostras da invenção é ligeiramente mais baixa do que nas amostras comparativas. A principal razão para a dureza relativamente baixa do núcleo da liga da invenção é que a quantidade de vanádio em combinação com o teor de nitrogênio selecionado produz carbonitretos de vanádio estáveis durante a etapa de carburação das amostras. Os pequenos carbonitretos de vanádio impedem o crescimento de grãos durante a etapa de carburação e aumentam a resistência ao impacto do núcleo. Os pequenos grãos também diminuem a capacidade de endurecimento da liga e, assim, garante que o núcleo, após o endurecimento, consista substancialmente de bainita que é menos dura, mas mais resistente do que a martensita.

Conclusão [000102] Os resultados a partir do terceiro exemplo mostram uma melhor resistência na têmpera da liga inventiva do que na liga comparativa. A dureza de superfície da liga da invenção é mais estável em comparação com o material comparativo.

[000103] Na perfuração, a capacidade de ter uma dureza de superfície estável é fundamental para a resistência ao desgaste. Um material que irá manter a dureza da superfície, embora a temperatura aumente durante a perfuração irá suportar o desgaste melhor, uma vez que a

28/34 resistência ao desgaste adesivo está em relação direta com a dureza. A relação entre a dureza superficial e dureza do núcleo é também um fator importante para roscas utilizadas em hastes de perfuração. A relação desejada é uma superfície dura para melhor resistência ao desgaste, juntamente com um núcleo duro com uma melhor resistência ao impacto. Também uma maior diferença entre a dureza da superfície e do núcleo resulta em mais tensões residuais de compressão, o que aumenta a resistência à fadiga. Com isto em mente a liga da invenção com elevado teor de vanádio é vantajosa em comparação com o material comparativo tendo um baixo teor de vanádio, que proporciona uma dureza de superfície mais elevada em conjunto com um núcleo mais resistente, ao mesmo tempo que é o oposto para o material comparativo.

Exemplo 4 [000104] Num quarto exemplo, foram realizadas simulações no programa ThermoCalc™ 3.0 e base de dados TCFE7. A finalidade das simulações foi confirmar os resultados das medições da dureza de núcleo das amostras da invenção e das amostras comparativas no terceiro exemplo. Um outro objetivo era o de confirmar que o bom resultado da dureza do núcleo da amostra da invenção existe ao longo de um intervalo preferido de nitrogênio e de vanádio da liga da invenção.

[000105] As simulações mostram a estabilidade de carbonitretos de vanádio em diferentes temperaturas nas ligas da invenção e comparativas. Conforme será descrito mais abaixo, a presença de carbonitretos de vanádio a uma

29/34 temperatura de carburação ou a temperatura trabalho a quente terá um efeito significante sobre a estrutura metalográfica no núcleo de um componente final.

[000106] A Figura 6 mostra um diagrama produzido numa primeira simulação ThermoCalc™ da estabilidade de carbonitretos de vanádio que são formados numa liga da invenção com um teor de vanádio de 0,2% em peso e um teor de nitrogênio de 0,005% em peso. 0 composição global da liga na simulação é:

[000107] 0,019 C; 0,9 Si; 0,75 Mo; 1,2 Cr; 0,20 V; 1,8 Ni; 0,78 Mn; 0,005 N [000108] A Figura 6 mostra a quantidade de várias fases precipitadas em moles que existem no sistema de liga à diferentes temperaturas. O eixo y mostra a quantidade de fases precipitadas e o eixo x indica a temperatura. A linha 1 mostra a quantidade (em moles) de carbonitretos de vanádio que existe no sistema de liga a várias temperaturas. As outras linhas mostram no diagrama outras fases que estão presentes no sistema da liga do invenção. Estas fases não serão discutidas mais adiante.

[000109] Quando uma linha é seguida na Figura 6, pode observar-se que a precipitação de carbonitretos de vanádio aumenta com o aumento da temperatura no intervalo de temperatura de 700 a 800° C. Acima de 800° C, a precipitação de carbonitretos de vanádio cessa e os carbonitretos de vanádio precipitados começam a dissolverse, devido ao equilíbrio no sistema da liga. Consequentemente, menos carbonitretos de vanádio podem existir no sistema de liga a elevadas temperaturas. A quantidade de carbonitretos no sistema de liga, por

30/34 conseguinte, diminui com o aumento da temperatura. No sistema da liga da Figura 6 pode ser visto que uma quantidade relativamente elevada de carbonitretos de vanádio existe no sistema de liga metálica no intervalo de temperaturas de 900 a 1000° C. O diagrama mostra ainda que os carbonitretos de vanádio são inteiramente dissolvidos a aproximadamente 1100° C.

[000110] A distribuição acima dos carbonitretos de vanádio iria garantir boas propriedades de núcleo em um componente fabricado a partir da liga da invenção, pelas seguintes razões:

[000111] Em primeiro lugar, na produção de componentes para a perfuração de rocha, os componentes são carburados e endurecidos a 930° C. A esta temperatura dos grãos de cristal do aço se esforçam para se aglutinar em poucos e grandes grãos.

[000112] Geralmente, o tamanho do grão de um aço influencia a temperabilidade do aço no sentido de que a temperabilidade do aço aumenta com o aumento do tamanho de grão. Após o endurecimento, um aço com um tamanho de grão pequeno, por conseguinte, terá uma estrutura bainítica predominante enquanto que um aço com grãos grandes terá uma estrutura martensítica.

[000113] A presença da quantidade relativamente grande de carbonitretos de vanádio a 930° C na Figura 6 iria impedir eficazmente o crescimento dos grãos no aço da invenção, bloqueando os grãos de cristal da liga de coalescerem. Isto, por sua vez resultaria em grãos pequenos na liga da invenção e uma estrutura bainítica predominantemente no núcleo de um componente endurecido

31/34 fabricado da mesma. Isto é importante para a resistência e tenacidade ao impacto do núcleo, bem como para a sua estabilidade estrutural a altas temperaturas.

[000114] Em segundo lugar, a partir da Figura 6 pode-se concluir que todos os carbonitretos de vanádio são dissolvidos a aproximadamente 1100° C. Isto é evidentemente importante para o trabalhabilidade a quente do aço. No entanto, mais importante é a ausência do efeito negativo que carbonitretos de vanádio restantes após trabalho a quente teriam sobre o tamanho de grão durante o endurecimento da liga. Na etapa de endurecimento carbonitretos de vanádio restantes se aglutinam em poucos e muito grandes partículas. Estas partículas teriam pouco efeito na prevenção do crescimento de grãos durante carburação/endurecimento e o resultado seria um componente com um núcleo de estrutura principalmente martensítica tendo uma baixa dureza e, portanto, pobre tenacidade ao impacto.

[000115] A Figura 7 mostra um diagrama produzido numa segunda simulação ThermoCalc™ da estabilidade de carbonitretos de vanádio que são formados numa liga da invenção com um teor de vanádio de 0,2 e um teor de nitrogênio de 0,012. Esta simulação confirma as conclusões da primeira simulação. Portanto, esta simulação também mostra que uma quantidade suficiente de carbonitretos de vanádio existe na liga no intervalo de temperatura de 900 a 1000° C, para assegurar uma estrutura bainítica no núcleo da liga após o endurecimento. Pode ainda ser concluído a partir do diagrama que os carbonitretos de vanádio são completamente dissolvidos a aproximadamente 1130° C.

32/34 [000116] Pode notar-se que o teor de nitrogênio mais elevado na liga da segunda simulação resulta na precipitação de mais carbonitretos de vanádio a 930° C em comparação com a primeira simulação. Isto é, evidentemente, positivo para garantir uma estrutura bainítica do núcleo.

[000117] A Figura 8 mostra um diagrama produzido numa terceira simulação ThermoCalc™ da estabilidade de carbonitretos de vanádio que são formados numa liga da invenção com um teor de vanádio de 0,3% em peso e um teor de nitrogênio de 0,005% em peso A liga simulada tinha a seguinte composição:

[000118] 0,019 C; 0,9 Si; 0,75 Mo; 1,2 Cr; 0,1 V; 1,8 Ni; 0,78 Mn; 0,005 N [000119] Também esta simulação mostra que uma quantidade suficiente de carbonitretos de vanádio é precipitada de 900 a 1000° C e que todos os carbonitretos de vanádio dissolveram a uma temperatura de 1120° C.

[000120] Em comparação com a primeira e a segunda simulações, os carbonitretos de vanádio são mais precipitados na terceira simulação. A razão para isto é o teor de vanádio mais elevado nesta liga.

[000121] A Figura 9 mostra um diagrama produzido em uma quarta simulação ThermoCalc™ da estabilidade de carbonitretos de vanádio que são formados numa liga da invenção com um teor de vanádio de 0,3% em peso e um teor de nitrogênio de 0,012% em peso. A liga simulada tinha a seguinte composição:

[000122] 0,019 C; 0,9 Si; 0,75 Mo; 1,2 Cr; 0,1 V; 1,8 Ni; 0,78 Mn; 0,005 N

33/34 [000123] Também esta simulação mostra que uma quantidade suficiente de carbonitretos de vanádio existe na faixa de temperaturas de 900 a 1000° C e que os carbonitretos de vanádio dissolveram a uma temperatura abaixo de 1200° C.

[000124] A Figura 10 mostra um diagrama produzido de uma quinta simulação ThermoCalc™ da estabilidade de carbonitretos de vanádio que são formados em uma liga comparativa com baixo teor de vanádio (0,1% em peso) e um teor de nitrogênio de 0,005% em peso. A liga simulada é semelhante à liga utilizada no Exemplo 3 e tem a seguinte composição:

[000125] 0,019 C; 0,9 Si; 0,75 Mo; 1,2 Cr; 0,1 V; 1,8 Ni; 0,78 Mn; 0,005 N [000126] A partir da linha 1 na Figura 10 pode concluir-se que que uma muito pequena quantidade de carbonitretos de vanádio está presente nesta liga no intervalo de temperatura de 900 a 1000° C. Nesta liga a quantidade de carbonitretos de vanádio é muito pequena para impedir o crescimento do grão durante a carburação que por sua vez iria resultar num capacidade de endure c iment o aumentada de martensita no núcleo de um componente endurecido fabricado desta liga.

Por conseguinte, confirma foram feitas na dureza do núcleo da liga comparativa do Exemplo [000127] Para resumir, a partir dos cinco simulações ThermoCalc™ e dos resultados da experiência física 3 pode concluir-se que um equilíbrio ótimo entre dureza da superfície e a dureza do núcleo é alcançado na

34/34 liga da invenção. 0 equilíbrio ótimo entre dureza de superfície e de núcleo torna a liga da invenção muito adequada para utilização em componentes para perfuração de rochas.

Claims

REIVINDICAÇÕES

1. Aço bainítico caracterizado pelo fato de compreender, em

% em peso: C: 0,16 a 0,23 Si: 0,8 a 1,0 Mo: 0,67 a 0,9 Cr: 1,10 a 1,30 V: 0,18 a 0,4 Ni: 1,60 a 2,0 Mn: 0,65 a 0,9 P: < 0,020 S: < 0,02 Cu: < 0,20 N: 0,005 a 0,012%, o restante constituído de Fe e impurezas inevitáveis.

2. Aço bainítico de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que a quantidade de Si é 0,85 a 0,95% em peso.
3. Aço bainítico de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que a quantidade de Mo é 0,70 a 0,80% em peso.
4. Aço bainítico de acordo com qualquer das reivindicações

1 a 3, caracterizado pelo fato de que a quantidade de Cr é

1,20 a 1,25% em peso.

Petição 870190052490, de 04/06/2019, pág. 7/9

2/3
5. Aço bainítico de acordo com qualquer das reivindicações

1 a 4, caracterizado pelo fato de que a quantidade de V é 0,20 a 0,30% em peso, preferencialmente 0,2 a 0,25% em peso.
6. Aço bainítico de acordo com qualquer das reivindicações 1 a 5, caracterizado pelo fato de que a quantidade de N é 0,008 a 0,012% em peso.
7. Componente de perfuração (10, 20, 30) compreendendo um aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 6, caracterizado pelo fato de que o dito componente de perfuração apresenta uma ou várias regiões superficiais martensíticas resultantes de processos de têmpera.
8. Componente de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo fato de que o componente é um conector roscado macho ou um conector roscado fêmea (20, 30) para uma haste de perfuração (10).
9. Componente de acordo com qualquer das reivindicações 7 ou 8, caracterizado pelo fato de que o componente é uma haste de broca (10) que compreende conector roscado macho ou um conector roscado fêmea (20, 30).
10. Método para a fabricação de um componente de perfuração (10, 20, 30) caracterizado pelo fato de compreender as etapas de:

a. formar um componente (10, 20, 30) para a perfuração de rocha de acordo com qualquer das reivindicações 7 a 9

Petição 870190052490, de 04/06/2019, pág. 8/9

3/3 em um aço de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 6;

b. aquecer o referido componente (10, 20, 30) a uma temperatura de austenitização de 900 a 1000°C numa atmosfera de CO e H2;

c. manter o referido componente (10, 20, 30) à temperatura de austenitização numa atmosfera contendo carbono durante um tempo predeterminado;

d. arrefecer o referido componente.
11. Método de acordo com a reivindicação 10, caracterizado pelo fato de que o componente é aquecido durante 3 a 6 horas.
12. Método de acordo com a reivindicação 10 ou 11, caracterizado pelo fato de que o componente é arrefecido ao ar.
13. Uso de um aço bainítico de acordo com qualquer das reivindicações 1 a 6, caracterizado pelo fato de que é realizado em conectores de envoltório endurecido para hastes de broca durante a perfuração martelo de topo de ar frio acima do solo.