BR112017006565B1

BR112017006565B1 - tubo de aço soldado e placa de aço usados em um ambiente de hic, e métodos de fabricação dos mesmos

Info

Publication number: BR112017006565B1
Application number: BR112017006565-7A
Authority: BR
Inventors: Akihiko Tanizawa; Yoshiyuki SUGANO; Youhei Matsuda; Ryuji Muraoka; Ryo Nagao
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2014-09-30
Filing date: 2015-09-18
Publication date: 2021-05-04
Also published as: WO2016051727A1; JP6237920B2; BR112017006565A2; JPWO2016051727A1

Abstract

O propósito da presente invenção é fornecer um tubo de aço soldado de robustez alta que tem robustez de metalbase excelente enquanto mantém desempenho de resistência a HIC excelente de acordo com um ambiente de HIC exigido, uma placa de aço de espessura de rigidez alta e um método para fabricação dos mesmos. Um tubo de aço soldado de robustez alta que tem resistência à acidez excelente em um ambiente de sulfeto de hidrogênio baixo é distinguido pelo fato de o tubo de aço soldado ter uma composição de componente específica, a razão Ca/O não é maior que 2,5, ACRM representada pela fórmula (1) é 0 ou mais, PHIC representada pela fórmula (2) satisfaz a fórmula (3), o saldo é Fe e impurezas inevitáveis, os valores mais altos (HV) da dureza de micro-Vickers de uma parte de segregação central e uma segunda fase dura contida em microestruturas em uma camada de superfície e uma camada posterior satisfaz a fórmula (4), a camada de superfície e a camada posterior têm uma dureza de Vickers não maior que 248, e a densidade do plano (211) em uma superfície laminada na posição central da espessura de tubo, conforme determinado por difração de raios X, não é menor que (...).

Description

CAMPO DA TÉCNICA

[0001] A presente invenção refere-se a tubos de aço soldado para tubos de processo e tubos em linha ("linepipes"), placas de aço, e métodos para fabricar os mesmos. Em particular, a presente invenção refere-se a um tubo de aço soldado de robustez alta e placa de aço de robustez alta que têm resistência à acidez excelente em ambientes com baixa concentração de sulfeto de hidrogênio (0,5% a 50% em volume), e também se refere a métodos para fabricar as mesmas.

TÉCNICA ANTERIOR

[0002] Petróleo e gás natural transportados em tubos em linha po dem conter sulfeto de hidrogênio dependendo de propriedades dos mesmos. Os tubos em linha são repousados no leito marinho ou em ambientes nos quais o solo contém sulfeto de hidrogênio em alguns casos.

[0003] Tubos em linha expostos a tais ambientes são exigidos ter resistência a HIC (rachadura induzida por hidrogênio) e resistência a SSC (rachadura por corrosão sob tensão de sulfeto). Um tubo em linha excelente em resistência a HIC e resistência a SSC é referenciado como um tubo em linha resistente à acidez. A resistência a HIC e a resistência a SSC foram avaliadas mediante tal condição que 100% de H2S (sulfeto de hidrogênio) é soprado em Solução A especificada em NACE-TMO284 e NACE-TM0177.

[0004] No entanto, essa condição é uma condição severa que é extremamente provável de ocasionar HIC e SSC, em comparação com ambientes atuais, levando à avaliação lateral excessivamente mais segura na avaliação de resistência a HIC e resistência a SSC. Portanto, na fabricação de um tubo em linha resistente à acidez, há diversas restrições (por exemplo, limitações na adição de um elemento, como Mn concentrado, em uma zona de segregação; supressão de microes- trutura de múltiplas fases e similares) para garantir, particularmente, resistência a HIC. É difícil alcançar resistência a HIC e resistência a SSC junto com outras propriedades, tais como resistência e robustez, devido a essas restrições. Incidentalmente, em relação à resistência a SSC, é amplamente conhecido que a ocorrência de SSC é reduzida suprimindo-se a dureza de Vickers para 248 ou menos. Em particular, a fim de aprimorar o desempenho de DWTT, frequentemente exigido para tubos em linha, é necessário obter uma microestrutura ou textura boa por laminação controlada. Portanto, é necessário realizar lamina- ções em temperatura baixa. Isso é provável de formar microestrutura de múltiplas fases para deteriorar a resistência a HIC, levando a aumentos de custo devido à adição de uma quantidade grande de Ni, que é significativamente eficaz na redução da temperatura de transformação para suprimir a deterioração da resistência a HIC.

[0005] Por outro lado, um conceito chamado de "Encaixe por Pro pósito" foi proposto recentemente. Esse conceito é realizar teste de HIC e teste de SSC mediante condições nas quais o grau de gravidade de um ambiente atual é levado em consideração com o propósito de satisfazer a exigência de resistência a HIC e resistência a SSC para tubos em linha. Em relação à resistência a SSC, ISO 15156 classifica o grau de gravidade de um ambiente por pH e a fração de H2S. Portanto, os alvos de resistência a HIC e resistência a SSC são mais prontamente satisfeitos em comparação com a condição convencional na qual 100% de H2S é soprado em Solução A especificada em NA- CE-TM0284 e NACE-TM0177 possibilitando, desse modo, condições de fabricação para alcançar outras propriedades ao mesmo tempo a serem definidas.

[0006] Em contraste a esse contexto, a Literatura de Não Patente 1 avalia o grau de gravidade de um ambiente de teste de HIC por pH e a fração de H2S e deriva o limite de comprimento de MnS gerado em uma área de segregação central. A Literatura de Não Patente 2 avalia o grau de gravidade de um ambiente de teste de HIC por pH e a fração de H2S e deriva o limite de dureza no qual HIC ocorre.

LISTA DE CITAÇÃO LITERATURA NÃO PATENTÁRIA

[0007] NPL 1: Hara, Asahi, Terada, Shigenobu e Ogawa, The Condition of HIC Occurrence of X65 Linepipe in WET H2S Environments, The 45th Japan Conference on Materials and Environments, pgs. 341 a 344 (1998)

[0008] NPL 2: Y. Inohara, N. Ishikawa e S. Endo, Recent Devel opment in High Strength Linepipe for Sour Environment, Proceedings of The Thirteenth International Offshore and Polar Engineering Conference, pgs. 60 a 66 (2003).

SUMÁRIO DA INVENÇÃO PROBLEMA DA TÉCNICA

[0009] No entanto, a Literatura de Não Patente 1 tem como pré- requisito a presença de MnS na área de segregação central; conse-quentemente, resistência a HIC rigorosa exigida para tubos em linha atuais não pode ser satisfeita. A Literatura de Não Patente 1 não descreve de modo suficiente o limite de resistência a HIC no caso em que nenhum MnS está presente. A Literatura de Não Patente 2 não descreve de modo quantitativo componentes químicos de aço que alcançam o limite superior de dureza-alvo ou um método para produzir o aço. Além disso, a Literatura de Não Patente 2 não descreve um método para alcançar resistência ou robustez necessária para uso em tubos em linha juntamente com resistência a HIC.

[0010] A presente invenção foi feita em vista das circunstâncias acima. É um objetivo da presente invenção fornecer um tubo de aço soldado de robustez alta e placa de aço de robustez alta que garantam excelente resistência a HIC que corresponda aos ambientes de HIC exigidos, e que têm robustez excelente de material-base, e fornecer métodos para fabricar os mesmos.

SOLUÇÃO PARA O PROBLEMA

[0011] Na presente invenção, a fim de obter um método para al cançar tanto excelente resistência a HIC quanto robustez excelente de material-base que corresponde a ambientes de HIC exigidos, o limite de ocorrência de rachadura de aços dependendo da fração de pH e H2S de ambientes de teste de HIC, condições de laminação para obter excelente desempenho de DWTT e a morfologia microestrutural foi investigada de modo intenso obtendo, desse modo, as seguintes descobertas.

[0012] Conforme é claro a partir de descobertas convencionais, quanto menor o pH for e maior a fração de H2S for, mais aços são prováveis de sofrer HIC. Como resultado de investigação da fissura, foi descoberto que uma segunda fase árdua de fissuras e as fissuras se propagam quando a microestrutura é não uniforme ou a segregação central é significante. Foi descoberto que, em tal estado, a formação de MnS em uma área de segregação central de aço ou a formação de agrupamentos de CaCl grosso em camadas de superfície anterior e posterior é suprimida, a fissura ocorre quando a dureza de microVickers HV máxima da porção de segregação central e a dureza de micro-Vickers HV máxima de uma segunda fase dura contida na mi- croestrutura das camadas de superfície anterior e posterior não satisfaz a Fórmula (4) a seguir. Além disso, foi descoberto que PHIC determinado pela Fórmula (2) a seguir precisa satisfazer a Fórmula (3) a seguir. Consequentemente, PHIC é um parâmetro obtido multiplicando- se o grau de concentração de um elemento de liga em uma área de segregação central e o equivalente de carbono. A dureza da área de segregação central pode ser determinada com PHIC. A seguir, um método para garantir a resistência a HIC e o desempenho de DWTT foi investigado. A fim de garantir a resistência a HIC, é essencial que a proximidade de uma área de segregação central tenha uma microestrutura uniforme, a laminação a quente precisa ser completada de modo que a temperatura de finalização de laminação TF satisfaça a Fórmula (6) a seguir e o resfriamento acelerado precisa ser iniciado de modo que a temperatura de início de resfriamento acelerado TACS satisfaça a Fórmula (7) a seguir. Além disso, foi descoberto que, a fim de garantir excelente desempenho de DWTT dentro de tais restrições, a laminação precisa ser realizada de modo intenso no lado de temperatura baixa de uma região de não recristalização, e os planos (211) precisam ser acumulados de tal maneira que a laminação seja realizada com uma razão de redução de laminação cumulativa de 50% ou mais em uma temperatura de início de laminação TS que satisfaz a Fórmula (5) a seguir.

[0013] A presente invenção foi produzida revendo-se adicional mente as descobertas acima, e é conforme descrito abaixo.

[0014] [1] Um tubo de aço soldado de robustez alta que tem resis tência à acidez excelente em ambientes com baixa concentração de sulfeto de hidrogênio contém C: 0,02% a 0,10%, Si: 0,40% ou menos, Mn: 1,00% a 2,00%, Nb: 0,005% a 0,060%, Ti: 0,005% a 0,025%, Ca: 0,0010% a 0,0040%, e N: 0,0010% a 0,0100% em uma base de massa, em que o restante é Fe e impurezas inevitáveis, em que Ca/O é 2,5 ou menos, ACRM fornecido pela fórmula (1) a seguir é 0 ou mais, e PHIC fornecido pela fórmula (2) a seguir que satisfaz a fórmula (3) a seguir, em que a dureza de micro-Vickers HV máxima de cada uma dentre uma área de segregação central e uma segunda fase dura contida na microestrutura de camadas de superfície anterior e posterior satisfaz a fórmula (4) a seguir, a dureza de Vickers das camadas de superfície anterior e posterior é 248 ou menos e o grau de orientação do plano (211) em um plano paralelo a uma superfície laminada em uma posição central em uma direção de espessura de tubo é 1,6 ou mais conforme determinado por difração de raios X: ACRM = ([Ca] - (1,23[O] - 0,000365))/(1,25[S]) (1) PHIC = 4,46[C] + 2,37[Mn]/6 + (1,74[Cu] + 1,7[Ni])/15 + (1,18[Cr] + 1,95[Mo] + 1,74[V])/5 + 22,36[P] (2) PHIC < 1,35 + (pH - 12) (1 + log(PH2s))/60 (3) HV < 400 + 50 (pH - 12) (1 + log (PH2S))/9 (4) em que cada um dentre [Ca], [O], [S], [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] e [P] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido, pH denota o pH em um ambiente de teste de HIC, e PH2s denota a fração de H2s (em porcentagem em volume) no ambiente de teste de HIC.

[0015] [2] O tubo de aço soldado de robustez alta, especificado no Item [1], que tem resistência à acidez excelente em ambientes com baixa concentração de sulfeto de hidrogênio contém adicionalmente um ou mais selecionados a partir de Cu: 0,50% ou menos, Ni: 1,00% ou menos, Cr: 0,50% ou menos, Mo: 0,50% ou menos, V: 0,060% ou menor e B: 0,0030% ou menos.

[0016] [3] Uma placa de aço de robustez alta que tem resistência à acidez excelente em ambientes com baixa concentração de sulfeto de hidrogênio contém C: 0,02% a 0,10%, si: 0,40% ou menos, Mn: 1,00% a 2,00%, Nb: 0,005% a 0,060%, Ti: 0,005% a 0,025%, Ca: 0,0010% a 0,0040%, e N: 0,0010% a 0,0100% em uma base de massa, o restante é Fe e impurezas inevitáveis, em que Ca/O é 2,5 ou menos, ACRM fornecido pela fórmula (1) a seguir é 0 ou mais e PHIC fornecido pela fórmula (2) a seguir que satisfaz a fórmula (3) a seguir, em que a dureza de micro-Vickers máxima HV de cada uma dentre uma área de se- gregação central e uma segunda fase dura contida na microestrutura de camadas de superfície anterior e posterior satisfaz a fórmula (4) a seguir, a dureza de Vickers das camadas de superfície anterior e posterior é 248 ou menos e o grau de orientação do plano (211) em um plano paralelo a uma superfície laminada em uma posição central em uma direção de espessura de placa é 1,6 ou mais, conforme determi- nado por difração de raios X: ACRM = ([Ca] - (1,23[O] - 0,000365))/(1,25[S]) (1) PHIC = 4,46[C] + 2,37[Mn]/6 + (1,74[Cu] + 1,7[Ni])/15 + (1,18[Cr] + 1,95[Mo] + 1,74[V])/5 + 22,36[P] (2) PHIC < 1,35 + (pH - 12) (1 + log(PH2s) )/60 (3) HV < 400 + 50(pH - 12) (1 + log(PH2s) )/9 (4) em que cada um dentre [Ca], [O], [S], [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] e [P] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido, pH denota o pH em um ambiente de teste de HIC e PH2S denota a fração de H2S (em porcentagem em volume) no ambiente de teste de HIC.

[0017] [4] A placa de aço de robustez alta, especificada no Item [3], que tem resistência à acidez excelente em ambientes com baixa concentração de sulfeto de hidrogênio contém adicionalmente um ou mais selecionados a partir de Cu: 0,50% ou menos, Ni: 1,00% ou menos, Cr: 0,50% ou menos, Mo: 0,50% ou menos, V: 0,060% ou menor e B: 0,0030% ou menos.

[0018] [5] Um método para fabricar uma placa de aço de robustez alta que tem resistência à acidez excelente em ambientes com baixa concentração de sulfeto de hidrogênio inclui aquecer um material de aço de placa fundida de modo contínuo que tem a composição especificada na Reivindicação [3] ou [4] a 1.000 °C a 1.200 °C, realizar lami- nação a quente com uma razão de redução de laminação cumulativa de 50% ou mais de modo que a temperatura de início de laminação TS satisfaça a fórmula (5) a seguir, completar laminação a quente de modo que a temperatura de finalização de laminação TF satisfaça a fórmula (6) a seguir, iniciar resfriamento acelerado de modo que a temperatura de início de resfriamento acelerado TACS satisfaça a fórmula (7) a seguir, interromper o resfriamento acelerado em uma temperatura de interrupção de resfriamento de 600 °C ou menos e, então, realizar o resfriamento de ar: TS < 174log([Nb] ([C] + 12[N]/14)) + 1444 - 1,2t (5) TF > 910 - 310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 55 [Ni] - 15[Cr] - 80[Mo] - 0,6t (6) TACS > 910 - 310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 55 [Ni] - 15 [Cr] - 80[Mo] - 0,6t (7) em que cada um dentre [Nb], [C], [N], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr] e [Mo] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido, e t denota a espessura de placa (mm) no final de laminação.

[0019] [6] O método para fabricar a placa de aço de robustez alta, especificada no Item [5], que tem resistência à acidez excelente em ambientes com baixa concentração de sulfeto de hidrogênio inclui realizar têmpera a 480 °C a 720 °C após o resfriamento de ar.

[0020] [7] Um método para fabricar um tubo de aço soldado de ro bustez alta que tem resistência à acidez excelente em ambientes com baixa concentração de sulfeto de hidrogênio inclui trabalhar a frio uma placa de aço fabricada pelo método especificado no Item [5] ou [6] em um formato tubular, e soldar superfícies contíguas da mesma para fabricar um tubo de aço soldado.

EFEITOS VANTAJOSOS DA INVENÇÃO

[0021] De acordo com a presente invenção, o projeto de compo nente razoável é possível de acordo com ambientes de teste para teste de HIC exigido. Além disso, é possível garantir robustez alta, que é extremamente eficaz em aplicações industriais.

[0022] Na presente invenção, um ambiente de teste para teste de HIC é um que tem uma fração de H2S de 0,5% a 50%.

DESCRIÇÃO DAS MODALIDADES

[0023] A presente invenção é descrita abaixo em detalhes.

COMPOSIÇÃO

[0024] As razões para limitar a composição de um tubo de aço soldado ou placa de aço de acordo com a presente invenção são descritas abaixo. A unidade "%" usada para expressar a composição refere-se a uma "porcentagem em massa". C: 0,02% a 0,10%.

[0025] C é um elemento que é o mais eficaz no aprimoramento da resistência de uma folha de aço fabricada por resfriamento acelerado. No entanto, quando a quantidade (teor) de C é menor que 0,02%, resistência suficiente não pode ser garantida. Quando a quantidade de C é maior que 0,10%, a robustez e a resistência a HIC deterioram. Desse modo, a quantidade de C é definida como 0,02% ou mais, de preferência, 0,03% ou mais e a 0,10% ou menos, de preferência, 0,08% ou menos. Si: 0,40% ou menos.

[0026] Si é adicionado para desoxidação. O teor de Si é, de prefe rência, 0,01% ou mais para desoxidação. No entanto, quando a quantidade de Si é maior que 0,40%, a robustez e a soldabilidade deterioram. Desse modo, a quantidade de Si é definida dentro de uma faixa de 0,40% ou menos, de preferência, 0,35% ou menos. Mn: 1,00% a 2,00%.

[0027] Mn é adicionado para aprimorar a resistência e a robustez de aço. No entanto, quando a quantidade de Mn é menor que 1,00%, tal efeito é insuficiente. Quando a quantidade de Mn é maior que 2,00%, a soldabilidade e a resistência a HIC deterioram. Desse modo, a quantidade de Mn é definida como 1,00% ou mais, de preferência, 1,10% ou mais e a 2,00% ou menos, de preferência, 1,90% ou menos. Nb: 0,005% a 0,060%.

[0028] Quando Nb está presente em aço na forma de Nb soluto, Nb suprime o crescimento de grãos durante a laminação para aprimorar a robustez por refinamento. No entanto, quando a quantidade de Nb é menor que 0,005%, tal efeito não é exibido. Quando a quantidade de Nb é maior que 0,060%, a robustez de um HAZ deteriora e a resistência a HIC deteriora devido à formação de carbonitretos de Nb grossos ser ocasionada. Desse modo, a quantidade de Nb é definida como 0,005% ou mais, de preferência, 0,010% ou mais e a 0,060% ou menos, de preferência, 0,040% ou menos. Ti: 0,005% a 0,025%.

[0029] Ti forma TiN para suprimir não apenas o crescimento de grãos durante aquecimento de placa, mas também o crescimento de grãos em um HAZ para aprimorar robustez pelo refinamento de grãos em um material-base e no HAZ. No entanto, quando a quantidade de Ti é menor que 0,005%, tal efeito não é exibido. Quando a quantidade de Ti é maior que 0,025%, a robustez deteriora. Desse modo, a quantidade de Ti é definida como 0,005% ou mais e 0,025% ou menos, de preferência, 0,020% ou menos. Ca: 0,0010% a 0,0040%.

[0030] Ca é um elemento que é eficaz para controlar a morfologia de inclusões de oxissulfeto para aperfeiçoar a ductilidade. No entanto, quando a quantidade de Ca é menor que 0,0010%, tal efeito não é exibido. Quando a quantidade de Ca é maior que 0,0040%, o efeito é saturado e a robustez deteriora devido à redução de clareza. Desse modo, a quantidade de Ca é definida como 0,0010% ou mais e é, de preferência, definida como 0,0015% ou mais. A quantidade de Ca é definida como 0,0040% ou menos, de preferência, 0,0035% ou menos. N: 0,0010% a 0,0100%.

[0031] N é um elemento que suprime o engrossamento de austeni- ta durante o aquecimento pelo efeito de depósito ("pinning effect") de TiN e é eficaz no aprimoramento da robustez de um material-base e uma zona afetada por calor soldada. No entanto, quando a quantidade de N é menor que 0,0010%, tais efeitos não são exibidos. A adição de mais de 0,0100% de N ocasiona a deterioração da robustez da zona afetada por calor soldada devido ao engrossamento de TiN e o aumento de N soluto. Desse modo, o teor de N é definido como 0,0010% ou mais, de preferência, 0,0020% ou mais e a 0,0100% ou menos, de preferência, 0,0055% ou menos. Além disso, a partir do ponto de vista do aprimoramento da robustez, é preferencial que N seja definido como 0,0010% a 0,0060% e Ti/N (teor de Ti (em porcentagem em mas- sa)/teor de N (em porcentagem em massa)) é definida como 1 para 5 e, com mais preferência, a 2 para 4 para exibir mais robustez excelente. O: 0,0030% ou menos.

[0032] O é um elemento inevitavelmente contido em aço e está, em geral, presente na forma de óxidos de Al e Ca. Quando O está contido em excesso, o teor de óxidos de Al e Ca em aço é muito alto e agrupamentos são formados para deteriorar a resistência a HIC. Por-tanto, o teor de O é, de preferência, definido como 0,0030% ou menos, com mais preferência, 0,0025% ou menos. Ca/O: 2,5 ou menos.

[0033] Ca/O é um indicador para determinar o limite de formação de agrupamentos de CaO. Quando Ca/O é maior que 2,5, os agrupamentos de CaO são prováveis de serem formados deteriorando, desse modo, a resistência a HIC na proximidade de uma camada de superfície e uma zona de acumulação de inclusão. Portanto, o limite superior de Ca/O é definido como 2,5, de preferência, 2,3. ACRM: 0 ou mais.

[0034] ACRM é um indicador para determinar o controle de morfo logia de MnS por Ca. Quando ACRM é 0 ou mais, a formação de MnS em segregação central é suprimida aprimorando, desse modo, a resistência a HIC no centro em uma direção de espessura de placa (direção de espessura de tubo). Portanto, o limite inferior de ACRM é definido como 0, de preferência, 0,2.

[0035] ACRM é definido pela fórmula a seguir: ACRM = ([Ca] - (1,23[O] - 0,000365))/(1,25[S]) (1) em que cada um dentre [Ca], [O], e [S] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento. PHIC é menor que ou igual a 1,35 + (pH - 12) (1 + log ( PH2S) ) / 60

[0036] PHIC é um indicador para determinar a dureza de segrega- ção central e é definido pela fórmula a seguir: PHIC = 4,46[C] + 2,37[Mn]/6 + (1,74[Cu] + 1,7[Ni])/15 + (1,18[Cr] + 1,95[Mo] + 1,74[V])/5 + 22,36[P] (2) em que cada um dentre [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] e [P] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido.

[0037] O aumento em valor de PHIC aumenta a dureza de segrega ção central para promover a ocorrência de HIC no centro em uma direção de espessura de placa (direção de espessura de tubo). Quanto menor a fração de H2S de um ambiente de teste de HIC for e quanto maior o pH da mesma for, maior o PHIC crítico no qual HIC ocorre será. Como resultado de investigações pelos inventores, a resistência a HIC pode ser garantida quando PHIC está dentro de uma faixa que satisfaz a Fórmula (3) a seguir. Portanto, o limite superior de PHIC é definido como 1,35 + (pH - 12) (1 + log(PH2S))/60. PHIC < 1,35 + (pH - 12) (1 + log (PH2S) ) /60 (3) em que pH denota o pH em um ambiente de teste de HIC e PH2S denota a fração de H2S (em porcentagem em volume) no ambien- te de teste de HIC.

[0038] Na presente invenção, P, S e O contêm inevitavelmente elementos de impureza e a quantidade dos mesmos é, de preferência, pequena. As Faixas a seguir são permitidas. A quantidade de O é conforme descrita acima. P: 0,015% ou menos.

[0039] P é um elemento que é provável de segregar para estar concentrado em uma porção central. Apenas uma quantidade pequena de P contido aumenta de modo significativo a dureza de segregação central e deteriora a resistência à acidez. Portanto, a quantidade de P é, de preferência, pequena. A quantidade de P é permitida até 0,015%. A quantidade de P é, com mais preferência, 0,010% ou menos. S: 0,0015% ou menos.

[0040] S combina com Mn para produzir MnS. S, bem como Mn, é um elemento que é provável de estar concentrado na segregação central. Portanto, quando a quantidade de S é grande, um número grande de segregações centrais de MnS é produzido deteriorando, desse modo, de modo significativo a resistência à acidez. Desse modo, a quantidade de S é, de preferência, minimizada. A quantidade de S é permitida até 0,0015%. A quantidade de S é, com mais preferência, 0,0010% ou menos.

[0041] A fim de garantir a resistência e a robustez, um ou mais se lecionados a partir dos elementos abaixo podem ser adicionados. Cu: 0,50% ou menos.

[0042] Cu é um elemento eficaz no aprimoramento da robustez de um material-base e no aprimoramento da resistência do mesmo. A fim de exibir esse efeito, a quantidade de Cu é, de preferência, 0,10% ou mais. No entanto, quando a quantidade de Cu é maior que 0,50%, a soldabilidade deteriora. Desse modo, mediante a adição de Cu, a quantidade de Cu é, de preferência, definida como 0,50% ou menos e, com mais preferência, 0,30% ou menos. Ni: 1,00% ou menos.

[0043] Ni é um elemento eficaz no aprimoramento da robustez de um material-base e no aprimoramento da resistência do mesmo. A fim de exibir esse efeito, a quantidade de Ni é, de preferência, 0,10% ou mais. No entanto, quando a quantidade de Cu é maior que 1,00%, a soldabilidade deteriora. Desse modo, mediante a adição de Ni, a quantidade de Ni é, de preferência, definida como 1,00% ou menos e, com mais preferência, 0,50% ou menos. Cr: 0,50% ou menos.

[0044] Cr é um elemento eficaz no aprimoramento da resistência aprimorando-se a temperabilidade. A fim de exibir esse efeito, a quantidade de Cr é, de preferência, 0,10% ou mais. No entanto, quando a quantidade de Cr é maior que 0,50%, a soldabilidade deteriora. Desse modo, mediante a adição de Cr, a quantidade de Cr é, de preferência, definida como 0,50% ou menos e, com mais preferência, 0,30% ou menos. Mo: 0,50% ou menos.

[0045] Mo é um elemento eficaz no aprimoramento da robustez de um material-base e no aprimoramento da resistência do mesmo. A fim de exibir esse efeito, a quantidade de Mo é, de preferência, 0,10% ou mais. No entanto, quando a quantidade de Mo é maior que 0,50%, a robustez de um HAZ e a soldabilidade deterioram. Desse modo, mediante a adição de Mo, a quantidade de Mo é, de preferência, definida como 0,50% ou menos e, com mais preferência, 0,30% ou menos. V: 0,060% ou menos

[0046] V é um elemento que aprimora a resistência. A fim de exibir esse efeito, a quantidade de V é, de preferência, 0,010% ou mais. No entanto, quando a quantidade de V é maior que 0,060%, a robustez de um HAZ e a soldabilidade são significativamente prejudicadas. Desse modo, mediante a adição de V, a quantidade de V é, de preferência, definida como 0,060% ou menos e, com mais preferência, 0,050% ou menos. B: 0,0030% ou menos.

[0047] B é um elemento eficaz no aprimoramento da resistência. A fim de exibir esse efeito, a quantidade de B é, de preferência, 0,0005% ou mais. No entanto, quando a quantidade de B é maior que 0,0030%, a robustez de um HAZ e a soldabilidade deterioram. Desse modo, mediante a adição de B, a quantidade de B é, de preferência, definida como 0,0030% ou menos e, com mais preferência, 0,0025% ou menos.

[0048] No tubo de aço soldado ou placa de aço de acordo com a presente invenção, os outros restantes além dos componentes acima são Fe e impurezas inevitáveis. Não é problemático conter qualquer outro elemento além dos componentes acima, os efeitos da presente invenção são prejudicados. DUREZA

[0049] A dureza de micro-Vickers HV máxima de cada uma dentre uma área de segregação central e uma segunda fase dura contida na microestrutura de camadas de superfície anterior e posterior é menor que ou igual a 400 + 50(pH - 12) (1 + log(PH2S) ) /9.

[0050] Quanto maior a dureza da área de segregação central e a dureza da segunda fase dura contidas na microestrutura das camadas de superfície anterior e posterior forem, HIC é mais provável de ocorrer. Os inventores realizaram investigações e, como resultado, descobriram que HIC ocorre quando a dureza de micro-Vickers máxima do mesmo não satisfaz a Fórmula (4) a seguir. Os termos "camada de superfície frontal" e "camada de superfície posterior" referem-se a regiões que se estendem das superfícies para 5 mm dentro de uma direção de espessura de placa. HV < 400 + 50(pH - 12) (1 + log<PH2s) ) /9 (4) em que pH denota o pH no ambiente de teste de HIC e PH2S denota a fração de H2S (porcentagem em volume) no ambiente de teste de HIC.

[0051] Desse modo, na presente invenção, o limite superior da du reza de micro-Vickers HV máxima de cada uma dentre a área de se-gregação central e a segunda fase dura contidas na microestrutura das camadas frontais e posteriores é definido como 400 + 50(pH - 12) (1 + log(PH2S) ) /9. A dureza é medida de tal maneira que a carga para micro-Vickers é definida como o valor na faixa de 5 g a 50 g que corresponde ao tamanho em corte transversal da segunda fase dura de modo que uma endentação não se estende para fora da segunda fase dura a ser medida. Quando a microestrutura é substancialmente uniforme (por exemplo, uma microestrutura de fase única de bainita ou similar) e não contém segunda fase dura que tem um tamanho que pode ser medido com o uso de 5 g, uma posição arbitrária é medida com o uso de 50 g. Visto que os testes com micro-Vickers ocasionam grandes variações de medição, a máxima dureza de micro-Vickers de cada uma dentre a área de segregação central e a segunda fase dura contidas na microestrutura das camadas frontais e posteriores é determinada pelo valor máximo de cinco ou mais medições. DUREZA DE VICKERS DE CAMADAS DE SUPERFÍCIE ANTERIOR E POSTERIOR QUE SÃO DE 248 OU MENOS

[0052] A fim de garantir a resistência a SSC, sabe-se, em geral, que a dureza de Vickers precisa ser suprimida para 248 ou menos. Para o tubo de aço soldado e a placa de aço que são fabricados por um TMCP (processo de controle termomecânico) usado na presente invenção, as camadas de superfície anterior e posterior são as mais duras e, portanto, a dureza das camadas de superfície anterior e posterior precisa ser suprimida para 248 ou menos. A carga para dureza de Vickers é, de preferência, 10 kg. Em relação a uma posição de medição, a dureza é, de preferência, medida em uma posição 1,5 mm dentro de cada uma dentre a camada de superfície frontal e as camadas de superfície posteriores em um corte transversal em uma direção de espessura de tubo. TEXTURA

[0053] O grau de orientação do plano (211) em um plano paralelo a uma superfície laminada em uma posição central em uma direção de espessura de tubo ou uma posição central em uma direção de espessura de placa é 1,6 ou mais, conforme determinado por difração de raios X.

[0054] A robustez de material-base, tal como desempenho de DWTT, que é exigida para tubos em linha, é afetada pela microestrutu- ra ou textura de aço. Os inventores descobriram que há uma boa correlação entre a robustez de material-base e o grau de orientação do plano (211), que se desenvolve na transformação de austenita para bainita, no plano paralelo à superfície laminada na posição central em uma direção de espessura de tubo ou na posição central em uma direção de espessura de placa. Quando o grau de orientação é 1,6 ou mais, a robustez de material-base é boa. Portanto, o limite inferior do grau de orientação é, de preferência, definido como 1,6 e, com mais preferência, 1,8 ou mais. No presente documento, o grau de orientação do plano (211) é um valor que representa o grau de orientação de planos (211) de cristal em um material-alvo, e denota a razão (I(211) / I0(211)) da intensidade de difração de raios X I(211) da reflexão (211) de uma superfície de uma placa retirada de uma posição central do material-alvo em uma direção de espessura de tubo em paralelo a uma superfície laminada de uma placa de aço para a intensidade de difração de raios X I0(211) da reflexão (211) de uma amostra de referência que tem textura aleatória com nenhuma textura significativa. CONDIÇÕES DE FABRICAÇÃO

[0055] Um método para fabricação de acordo com a presente inven ção é distinguido por aquecer um material de aço de placa fundida de modo contínuo que tem a composição acima para 1.000°C a 1.200°C, realizar laminação a quente em uma temperatura de início de laminação TS menor que ou igual ao lado direito da Fórmula (5) a seguir com uma razão de redução de laminação cumulativa de 50% ou mais, completar lamina- ção a quente de modo que a temperatura de finalização de laminação TF seja igual ou maior que o lado direito da Fórmula (6) a seguir, realizar resfriamento acelerado de modo que a temperatura de interrupção de resfriamento seja 600 °C ou menor e, então, realizar resfriamento de ar.

[0056] As razões para limitar condições de fabricação são descri tas abaixo. Na presente invenção, as temperaturas nas condições de fabricação são as temperaturas de superfície de um material de aço e uma placa de aço. As temperaturas de superfície do material de aço e da placa de aço podem ser medidas com, por exemplo, um termômetro de radiação.

[0057] Uma placa fundida de modo contínuo pode ser usada como o material de aço.

[0058] Temperatura de aquecimento: 1.000 °C a 1.200 °C

[0059] A fim de realizar austenização de uma placa e obter uma quantidade mínima de uma solução de Nb sólido, o limite inferior da temperatura de aquecimento da placa é definido como 1.000 °C. Quando a placa é aquecida a uma temperatura maior que 1.200 °C, o efeito de depósito de NbC e TiN é enfraquecido, grãos de austenita crescem significativamente e a robustez de material-base deteriora. Portanto, a temperatura de aquecimento da placa é definida como a faixa de 1.000 °C a 1.200 °C.

[0060] Temperatura de início de laminação TS na qual a redução com uma razão de redução de laminação cumulativa de 50% ou mais é aplicada: menor que ou igual a 174log([Nb]([C] + 12[N]/14)) + 1444 - 1,2t.

[0061] A fim de aprimorar a robustez de material-base, a lamina- ção é, de preferência, realizada com uma grande razão de redução de laminação cumulativa no lado de temperatura baixa da região de tem-peratura de não recristalização de austenita. TS fornecido pela Fórmula (5) a seguir é determinado dependendo de componentes de aço e da espessura de placa (mm) no final da laminação e representa a temperatura de início de laminação para garantir a robustez de material-base durante a laminação. TS < 174log([Nb]([C] + 12[N]/14)) + 1444 - 1,2t (5) em que cada um dentre [Nb], [C] e [N] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido, e t denota a espessura de placa (mm) no final da laminação.

[0062] Na presente invenção, quando a temperatura de início de laminação na qual a redução com uma razão de redução de laminação cumulativa de 50% ou mais é aplicada é maior que 174log([Nb]([C] + 12[N]/14)) + 1444 - 1,2t, a robustez de material-base deteriora. Portanto, o limite superior da temperatura de início de laminação é definido como 174log([Nb]([C] + 12[N]/14)) + 1444 - 1,2t.

[0063] Temperatura de finalização de laminação TF: maior que ou igual a 910 - 310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 55 [Ni] - 15 [Cr] - 80 [Mo] - 0,6t.

[0064] Quanto menor a temperatura de finalização de laminação for, mais a robustez de material-base é aprimorada. No entanto, quando a temperatura de finalização de laminação é baixa, a resistência a HIC deteriora. Quando a temperatura de finalização de laminação não satisfaz a Fórmula (6) a seguir, ferrita laminada é formada na proximidade de uma superfície, a dureza da segunda fase dura é aprimorada e a resistência a HIC da proximidade da camada frontal deteriora. TF > 910 - 310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 55 [Ni] - 15 [Cr] - 80[Mo] - 0,6t (6) em que cada um dentre [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr] e [Mo] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido, e t denota a espessura de placa (mm) no final da laminação.

[0065] Portanto, o limite inferior da temperatura de finalização de laminação TF é definido como 910 - 310[C] - 80[Mn] - 20[Cu] - 55[Ni] - 15[Cr] - 80[Mo] - 0,6t. A temperatura de finalização de laminação é, de preferência, 950°C ou inferior para garantir robustez mínima de material-base exigida para uso em tubos em linha. Quando a temperatura de início de resfriamento acelerado é abaixo de TF, ferrita é formada na proximidade da área de segregação central, a segunda fase dura na proximidade da área de segregação central endurece significativamente e a resistência a HIC deteriora em alguns casos. Portanto, o limite inferior da mesma é, de preferência, definido como TF.

[0066] Temperatura de início de resfriamento acelerada TACS: mai or que ou igual a 910 - 310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 55 [Ni] - 15 [Cr] - 80[Mo] - 0,6t.

[0067] Quanto menor a temperatura de início de resfriamento ace lerado for, mais a robustez de material-base é aprimorada. No entanto, quando a temperatura de início de resfriamento acelerado é baixa, a resistência a HIC deteriora. Quando a temperatura de início de resfriamento acelerado TACS é menor que o lado direito da Fórmula (7) a seguir, ferrita laminada é formada na proximidade de uma superfície, a dureza da segunda fase dura é aprimorada e a resistência a HIC da proximidade da camada frontal deteriora. TACS > 910-- 310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 55 [Ni] - 15 [Cr] - 80[Mo] - 0,6t (7) em que cada um dentre [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr] e [Mo] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido, e t denota a espessura de placa (mm) no final da laminação.

[0068] Portanto, o limite inferior da temperatura de início de resfri amento acelerado TACS é definido como 910 - 310[C] - 80[Mn] - 20[Cu] - 55[Ni] - 15[Cr] - 80[Mo] - 0,6t.

[0069] Cada um dentre TS, TF e TACS é a temperatura de superfície da placa de aço. A temperatura de superfície da placa de aço pode ser medida com, por exemplo, um termômetro de radiação. TEMPERATURA DE INTERRUPÇÃO DE RESFRIAMENTO EM RES-FRIAMENTO ACELERADO QUE É 600 °C OU MENOR

[0070] Após a laminação ser completada, o resfriamento acelerado é realizado. Quanto menor a temperatura de interrupção de resfriamento é, maior a resistência será. Quanto maior a temperatura de interrupção de resfriamento for, melhor a planicidade da placa de aço será. No entanto, a partir do ponto de vista de garantir a resistência a HIC, quando a temperatura é definida como maior que 600 °C, transformações de ferrita e perlita ocorrem após o resfriamento ser interrompido, a microestrutura se torna não uniforme e a resistência a HIC deteriora. Portanto, o limite superior é definido como 600 °C. A temperatura de interrupção de resfriamento é, de preferência, 300 °C ou maior para suprimir a deterioração da resistência a HIC devido ao reforço excessivo desnecessário. A taxa de resfriamento durante o resfriamento acelerado é, de preferência, 10 °C/s ou mais.

[0071] Temperatura de têmpera: 480°C a 720°C.

[0072] Na presente invenção, a fim de ajustar a resistência e a ro bustez após o resfriamento acelerado ou reduzir alterações em carac-terísticas durante o recozimento de alívio de tensão, a têmpera pode ser realizada conforme exigido após o resfriamento de ar ser realizado de modo subsequente ao resfriamento acelerado. Quando a temperatura de têmpera é menor que 480°C, um efeito da mesma não é obtido. Quando a temperatura de têmpera é maior que 720°C, uma porção da microestrutura se transforma em reverso e a resistência a HIC deteriora. Portanto, quando realiza têmpera, a temperatura de têmpera, de preferência, está na faixa de 480°C a 720°C.

[0073] Uma placa de aço de robustez alta de acordo com a pre sente invenção pode ser obtida mediante as condições de fabricação acima. Além disso, um método para fabricar um tubo de aço soldado de robustez alta de acordo com a presente invenção é descrito.

[0074] Na presente invenção, um tubo de aço é formado com o uso da placa de aço mencionada acima. Um método para formar o tubo de aço é de tal maneira que um formato de tubo de aço é formado por formação a frio como um processo de UOE, dobra por prensa (também referida como prensa de dobra) ou similares.

[0075] No processo de UOE, após porções de extremidade da pla ca de aço na direção de largura, que é uma matéria-prima, são chanfradas, as porções de extremidade da placa de aço na direção de largura são cercadas. De modo subsequente, a placa de aço é formada em um formato em U e, então, em um formato em O com o uso de uma prensa, desse modo, a placa de aço é formada em um formato cilíndrico de modo que as porções de extremidade da placa de aço na direção de largura sejam opostas. A seguir, as porções de extremidade opostas da placa de aço na direção de largura são soldadas no topo. Essa soldagem é referida como soldagem por emenda. O método a seguir é preferencial na soldagem por emenda, que inclui duas etapas de: uma etapa de soldagem por aderência para reter a placa de aço em formato cilíndrico, emendar as porções de extremidade laterais opostas da placa de aço e soldar por aderência as porções de extremidade laterais opostas da placa de aço; e uma etapa de soldagem de produção de soldar lados internos e externos de superfícies contíguas da placa de aço por um processo de soldagem de arco submerso. Após a soldagem por emenda ser realizada, a expansão é realizada para eliminar tensão residual de soldagem e aprimorar a circularidade do tubo de aço. Em uma etapa de expansão, a taxa de expansão (a razão da alteração em diâmetro externo de um tubo antes e após a expansão para o diâmetro externo do tubo não expandida), em geral, varia de 0,3% a 1,5%. A partir do ponto de vista do saldo entre o efeito de aprimorar a circularidade e a capacidade exigida para um expansor, a taxa de expansão, de preferência, varia de 0,5% a 1,2%. Posteriormente, um tratamento de revestimento pode ser realizado para impermeabilização à ferrugem. Como o tratamento de revestimento, após o tubo de aço ser aquecido a uma temperatura de, por exemplo, 200°C a 300°C, uma resina conhecida pode ser aplicada à superfície externa da mesma.

[0076] No caso de dobra por prensa, a placa de aço é submetida à formação incremental repetindo-se dobragem de três pontos, desse modo, o tubo de aço é fabricado de modo a ter substancialmente um formato circular em corte transversal. Posteriormente, a soldagem por emenda é realizada como é o caso com o processo de UOE. No caso de dobra por prensa, após a soldagem por emenda ser realizada, a expansão pode ser realizada e o revestimento também pode ser realizado. EXEMPLO 1

[0077] Os aços que contêm componentes químicos mostrados na Tabela 1 foram continuamente fundidos em placas. Posteriormente, as placas foram reaquecidas mediante condições mostradas nas Tabelas 2 e 3, foram laminadas a quente, foram submetidas ao resfriamento acelerado e foram, então, resfriadas por ar à temperatura ambiente, desse modo, placas de aço foram obtidas. Algumas das placas de aço foram temperadas após terem sido resfriadas por ar à temperatura ambiente. Além disso, as placas de aço, exceto algumas que foram trabalhadas a frio, em um formato tubular de modo que as extremidades de cada placa de aço na direção de largura se tornem superfícies contíguas e submetam as superfícies contíguas à soldagem de arco submerso, desse modo, os tubos de aço soldado foram obtidos.

[0078] As placas de aço e os tubos de aço soldado foram avalia dos pelo desempenho pelos métodos a seguir.

[0079] A dureza de micro-Vickers de cada uma dentre uma área de segregação central e uma segunda fase dura contidas na microes- trutura de camadas de superfície anterior e posterior foi medida de tal maneira que a carga fosse definida como o valor na faixa de 5 g a 50 g que corresponde ao tamanho em corte transversal da segunda fase dura de modo que uma endentação não se estenda para fora da segunda fase dura a ser medida. Quando a microestrutura estava substancialmente uniforme (por exemplo, uma microestrutura de fase única de bainita ou similar) e não continha segunda fase dura que tem um tamanho que poderia ser medido com o uso de 5 g, uma posição arbitrária foi medida com o uso de 50 g. A dureza de micro-Vickers máxima de cada uma dentre a área de segregação central e a segunda fase dura contidas na microestrutura das camadas de superfície anterior e posterior foi o máximo de dez medições.

[0080] O grau de orientação do plano (211) em um plano paralelo à superfície laminada em uma posição central em uma direção de es-pessura de tubo e uma direção de espessura de placa era um valor que foi determinado amostrando-se uma folha fina com uma espessura de 5 mm para ter uma superfície de medição paralela à superfície laminada e medir a folha fina por um método inverso com o uso de um difractômetro de raios X. No presente documento, o grau de orientação dos planos (211) é um valor que representa o grau de orientação de plano (211) de cristal em um material-alvo e denota a razão I(211)/I0(211) da intensidade de difração de raios X (I(211)) da reflexão (211) de uma superfície de uma placa retirada de uma posição central do material- alvo em uma direção de espessura de tubo em paralelo a uma superfície laminada de uma placa de aço para a intensidade de difração de raios X I0(211) da reflexão (211) de uma amostra de referência que tem textura aleatória com nenhuma textura significativa.

[0081] A resistência foi avaliada com o uso de uma peça de teste de tração com uma largura de 38,1 mm, conforme especificado em ASTM A516. Uma resistência à tração de 535 MPa ou mais, que é a resistência mínima de API 5L X65, foi determinada para ser aceitável. A robustez de material-base foi avaliada por um DWTT, conforme especificado em API RP 5L3. Para uma espessura de placa de 30 mm ou menos e uma espessura de tubo de 30 mm ou menos, as peças de teste de espessura completa foram testadas em -10°C. Para uma espessura de placa maior que 30 mm e uma espessura de tubo maior que 30 mm, as peças de teste de espessura reduzida com uma espessura de 19 mm foram testadas a -27°C. O caso em que a média das fraturas dúcteis de porcentagem de duas peças de teste era de 85% ou mais foi determinado para ser aceitável.

[0082] Um teste de HIC foi realizado sob 1% a 100% de atmosfera de gás de sulfeto de hidrogênio (um gás de saldo: N2) de tal maneira que o pH fosse ajustado entre 2,7 e 5,8 no início do teste variando-se de modo apropriado a razão de NaCl para CH3COOH para CH3COONa em uma solução tampão. Outras condições estavam de acordo com NACE TM0284. Para avaliação, uma superfície de uma peça de teste foi medida para razão de área de fissura por detecção de falha ultrassônica (para uma espessura de placa maior que 30 mm e uma espessura de tubo maior que 30 mm, a média de peças de teste retiradas separadamente em uma direção de espessura de placa foi medida). Uma razão de área de fissura de 5% ou menos foi determinada para ser aceitável.

[0083] Os resultados obtidos são mostrados na Tabela 3.

[0084] Todos os exemplos da presente invenção satisfazem o de sempenho-alvo. No entanto, os exemplos comparativos não satisfazem desempenho de DWTT ou resistência a HIC. TABELA 1

TABELA 2

TABELA 3

Claims

1. Tubo de aço soldado usado em um ambiente de HIC, caracterizado pelo fato de que contém C: 0,02% a 0,10%, 51: 0,40% ou menos, Mn: 1,10% a 1,90%, Nb: 0,005% a 0,030%, Ti: 0,005% a 0,025%, Ca: 0,0010% a 0,0040% e N: 0,0010% a 0,0100% em uma base de massa, e contém ainda, em uma base de massa, um ou mais selecionado dentre Cu: 0,50% ou menos, Cr: 0,50% ou menos, Mo: 0,50% ou menos, V: 0,060% ou menos, e B: 0,0030% ou menos, em que o restante é Fe e impurezas inevitáveis, Ca/O é 2,5 ou menos, ACRM fornecido pela fórmula (1) a seguir que é 0 ou mais, e PHIC fornecido pela fórmula (2) a seguir que satisfaz a fórmula (3) a seguir, em que a dureza de micro-Vickers HV máxima de cada uma dentre uma área de segregação central e uma segunda fase dura contida na microestrutura de camadas de superfície anterior e posterior satisfaz a fórmula (4) a seguir, a dureza de Vickers das camadas de superfície anterior e posterior é de 248 ou menos, e o grau de orientação do plano (211) em um plano paralelo a uma superfície laminada em uma posição central em uma direção de espessura de tubo é de 1,6 ou mais conforme determinado por difra- ção de raios X: ACRM = ([Ca] - (1,23[O] - 0,000365))/(1,25[S]) (1) PHIC = 4,46[C] + 2,37[Mn]/6 + (1,74[Cu] + 1,7[Ni])/15 + (1,18[Cr] + 1,95[Mo] + 1,74[V])/5 + 22,36[P] (2) PHIC < 1,35 + (pH - 12) (1 + log(PH2s))/60 (3) HV < 400 + 50(pH - 12) (1 + log(PH2s))/9 (4) em que cada um dentre [Ca], [O], [S], [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] e [P] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido, pH denota o pH em um ambiente de HIC, e PH2S denota a fração de H2S (em porcentagem em volume) no ambiente de HIC.

2. Placa de aço usada em um ambiente de HIC, caracterizada pelo fato de que contém C: 0,02% a 0,10%, Si: 0,40% ou menos, Mn: 1,10% a 1,90%, Nb: 0,005% a 0,030%, Ti: 0,005% a 0,025%, Ca: 0,0010% a 0,0040% e N: 0,0010% a 0,0100% em uma base de massa, e contém ainda, em uma base de massa, um ou mais selecionado dentre Cu: 0,50% ou menos, Cr: 0,50% ou menos, Mo: 0,50% ou menos, V: 0,060% ou menos, e B: 0,0030% ou menos, em que o restante é Fe e impurezas inevitáveis, em que Ca/O é 2,5 ou menos, ACRM fornecido pela fórmula (1) a seguir que é 0 ou mais, e PHIC fornecido pela fórmula (2) a seguir que satisfaz a fórmula (3) a seguir, em que a dureza de micro-Vickers HV máxima de cada uma dentre uma área de segregação central e uma segunda fase dura contida na microestrutura de camadas de superfície anterior e posterior satisfaz a fórmula (4) a seguir, a dureza de Vickers das camadas de superfície anterior e posterior é de 248 ou menos, e o grau de orientação do plano (211) em um plano paralelo a uma superfície laminada em uma posição central em uma direção de espessura de placa é de 1,6 ou mais conforme determinado por difra- ção de raios X: ACRM = ([Ca] - (1,23[O] - 0,000365))/(1,25[S]) (1) PHIC = 4,46[C] + 2,37[Mn]/6 + (1,74[Cu] + 1,7[Ni])/15 + (1,18[Cr] + 1,95[Mo] + 1,74[V])/5 + 22,36[P] (2) PHIC < 1,35 + (pH - 12) (1 + log(PH2s))/60 (3) HV < 400 + 50(pH - 12) (1 + log(PH2s))/9 (4) em que cada um dentre [Ca], [O], [S], [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] [V], e [P] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido, pH denota o pH em um ambiente de HIC, e PH2S denota a fração de H2S (em porcentagem em volume) no ambiente de HIC.

3. Método para fabricar a placa de aço, como definida na reivindicação 2, caracterizado pelo fato de que compreende aquecer um material de aço de placa fundida de modo contínuo que tem a composição especificada, como definida na reivindicação 2, a 1.000 °C a 1.200 °C, realizar laminação a quente com uma razão de redução de laminação cumulativa de 50% ou mais de modo que a temperatura de início de laminação TS satisfaça a fórmula (5) a seguir, completar laminação a quente de modo que a temperatura de finalização de laminação TF satisfaça a fórmula (6) a seguir, iniciar resfriamento acelerado de modo que a temperatura de início de resfriamento acelerado TACS satisfaça a fórmula (7) a seguir, interromper resfriamento acelerado em uma temperatura de interrupção de resfriamento de 600 °C ou menos e, então, realizar resfriamento de ar: TS < 174log([Nb]([C] + 12[N]/14)) + 1444 - 1,2t (5) TF > 910 - 310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 55 [Ni] - 15 [Cr] - 80[Mo] - 0,6t (6) TACS > 910 - 310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 55 [Ni] - 15 [Cr] - 80[Mo] - 0,6t (7) em que cada um dentre [Nb], [C], [N], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr] e [Mo] denota o teor (em porcentagem em massa) de um respectivo elemento, que é zero quando o elemento não está contido, e t denota a espessura de placa (mm) no final da laminação.

4. Método para fabricar a placa de aço, de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que compreende realizar têmpera a 480 °C a 720 °C após resfriamento de ar.

5. Método para fabricar um tubo de aço soldado caracterizado pelo fato de que compreende trabalhar a frio uma placa de aço fabricada pelo método, como definido na reivindicação 3 ou 4, em um formato tubular, e soldar superfícies contíguas do mesmo para fabricar um tubo de aço soldado.