BRPI0613973A2

BRPI0613973A2 - método de produção de tubo de aço sem costura

Info

Publication number: BRPI0613973A2
Application number: BRPI0613973-6A
Authority: BR
Inventors: Yuji Arai; Keiichi Nakamura
Original assignee: Sumitomo Metal Ind
Priority date: 2005-07-25
Filing date: 2006-07-25
Publication date: 2011-02-22
Also published as: RU2008106938A; JP2007031756A; CN100587083C; NO20080271L; EP1914324A1; EP1914324A4; US20080121318A1; RU2377320C2; BRPI0613973B1; JP4635764B2; US8361256B2; WO2007013429A1; CN101233245A

Abstract

MéTODO DE PRODUçãO DE TUBO DE AçO SEMCOSTURA. A presente invenção refere-se a um tubo de aço sem costura produzido pelo aquecimento de uma barra de aço, que tem uma composição química C: 0,15 a 0,20%, Si: não menos que 0,01% a menos que 0,15%, Mn: 0,05 a 1,0%, Cr: 0,05 a 1,5%, Mo: 0,05 a 1,0%, AI:<243> 0,10%, V: 0,01 a 0,2%, Ti: 0,002 a 0,03%, B: 0,0003 a 0,005% e N: 0,002 a 0,01%, também opcionalmente um ou mais elementos entre Ca, Mg e REM em uma quantidade específica, sob a condição de que as condições "0 + (Mn/6) + (CrI5) + (Mo/3) <242> 0,43" e "Ti x N <syn>0,0002 - 0,0006 x Si" sejam satisfeitas com o saldo sendo Fe e impurezas, onde P <243> 0,025%, <243> 0,010% e Nb <243> 0,005% entreas impurezas, até uma temperatura de 1000 a 1250,198>C seguido de laminação de produção de tubos a uma temperatura final de laminação de 900 a 1050<198> C, e então resfriando-se bruscamente o tubo de aço resultante direta-mente de uma temperatura não inferior ao ponto de transformação Ar~3~ seguido de revenido a uma faixa de temperaturas de 600<198>C até o ponto de transformação Ac~1~, ou ao invés do acima após a mencionada laminação de produção do tubo, aquecendo-se complementarmente o tubo de aço resultante em uma faixa de temperaturas do ponto de transformação Ac~3~ até 1000<198>C na linha e então resfriando-se bruscamente o mesmo em uma tem- peratura não inferior ao ponto de transformação Ar3 seguido de revenido a uma faixa de temperaturas de 600<198>C até o ponto de transformação Ac~1~, tem alta resistência e excelente dureza e ao mesmo tempo tem uma alta razão de rendimento e é também excelente em resistência SS0.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "MÉTODO DEPRODUÇÃO DE TUBO DE AÇO SEM COSTURA".

Campo Técnico

A presente invenção refere-se a um método para produção deum tubo de aço sem costura. Mais especificamente, a presente invençãorefere-se a um método para produzir um tubo de aço sem costura, tendo umalto limite de elasticidade (YS) de não menos que 759 MPa juntamente comuma alta razão de rendimento e que seja excelente em dureza e resistênciaà fratura por estresse de sulfeto, por um processo de resfriamento brusco debaixo custo na linha.

Fundamentos da Técnica

Um tubo de aço sem costura, que é mais confiável que um tubosoldado, é freqüentemente usado em um ambiente rigoroso de poços depetróleo ou poços de gás (doravante coletivamente referidos como "poçosde petróleo") ou em ambientes de alta temperatura, e o aumento da resis-tência, a melhoria da dureza e a melhoria na resistência à acidez são, por-tanto, consistentemente necessários. Particularmente, em poços de petróleoa serem desenvolvidos no futuro, o aumento na resistência e a melhoria nadureza do tubo de aço são mais do que nunca necessários porque um poçode alta profundidade tornar-se-á o objetivo final, e um tubo de aço sem cos-tura também tendo resistência à fratura por estresse de sulfeto (doravante"resistência SSC" para encurtar) é crescentemente requerido porque o tuboé usado em um ambiente corrosivo severo.

A dureza, quer dizer, a densidade de deslocamento, de um pro-duto de aço cresce à medida que a resistência é aumentada, e a quantidadede hidrogênio que penetra no produto de aço aumenta para tornar o produtode aço frágil ao estresse devido à alta densidade de deslocamento. Conse-qüentemente, a resistência SSC geralmente se deteriora contra o aumentona resistência do produto de aço que é usado em um ambiente rico em sul-feto de hidrogênio. Particularmente, quando um membro que tem o limite deelasticidade desejado é produzido pelo uso de um produto de aço com umabaixa razão de "limite de elasticidade/limite de resistência à tração" (dora-vante referida como razão de rendimento), o limite de resistência à tração ea dureza estão aptos a aumentar, e a resistência SSC se deteriora notada-mente. Portanto, quando a resistência do produto de aço é aumentada, éimportante aumentar-se a razão de rendimento para manter a dureza baixa.

Embora seja preferível produzir o produto de aço em uma micro-estrutura martensítica revenida uniforme para aumentar a razão de rendi-mento, apenas isto não é suficiente. Um método para também aumentar arazão de rendimento na microestrutura martensítica revenida é o refino dosgrãos da austenita anterior (doravante referido meramente como "grãos deaustenita"). O mencionado refino dos grãos de austenita é também eficazpara aumentar a dureza de um produto de aço de alta resistência.

Entretanto, o refino dos grãos de austenita precisa de um trata-mento de resfriamento brusco off-line, o que deteriora a eficiência da produ-ção e aumenta a energia usada. Portanto, atualmente esse método é des-vantajoso devido à racionalização de custo, melhoria na eficiência da produ-ção e economia de energia que são indispensáveis para os produtores.

Assim, algumas tecnologias para o refino dos grãos de austenitapela adição de Nb, em um processo de produção que inclui um tratamentode resfriamento brusco na linha altamente produtivo, estão descritas nosDocumentos da Patente 1 a 3. Além disso, uma tecnologia para o refino degrãos de austenita pelo controle dos teores de N e Nb, em um processo deprodução que inclui um tratamento de resfriamento brusco na linha, estádescrita no Documento da Patente 4.

Documento da Patente 1: Publicação de Patente Japonesa aber-ta à inspeção pública n9 05-271772

Documento da Patente 2: Publicação de Patente Japonesa aber-ta à inspeção pública ne 08-311551

Documento da Patente 3: Publicação de Patente Japonesa aber-ta à inspeção pública n- 2000-219914

Documento da Patente 4: Publicação de Patente Japonesa aber-ta à inspeção pública nQ 2001 -11568

Descrição da InvençãoProblemas a Serem Resolvidos pela Invenção

As tecnologias descritas nos Documentos de Patente 1 e 2 aci-ma mencionados compreendem provocar a precipitação fina de carbonitre-tos de Nb durante a laminação a quente e o reaquecimento antes do resfri-amento brusco direto, para refinar os grãos de austenita pela utilização doseu efeito de fixação. Entretanto, a solubilidade do Nb em um aço dependegrandemente de uma temperatura na faixa de 800 a 1100°C. Conseqüente-mente, ligeiras diferenças de temperatura resultam em variações na quanti-dade de carbonitretos de Nb precipitados. Portanto, quando a temperaturavaria no tubo de aço durante o processo de produção do tubo pelo trabalho aquente, os grãos de austenita produzem estruturas de grãos mistos devido àvariação na quantidade de carbonitretos de Nb precipitados. Em adição, asvariações na quantidade de Nb dissolvida em um resfriamento brusco diretolevam a variações na quantidade de carbonitretos de Nb finos recém deposi-tados no tratamento de revenido, que é o tratamento térmico final, e, porconseguinte, a variações no grau de endurecimento por precipitação e tam-bém a variações na resistência do interior do tubo de aço; como resultado,nenhum tubo de aço confiável pode ser obtido. Assim, no caso da produçãode um tubo de aço, que tenha alta resistência e excelente resistência SSCpor um tratamento de resfriamento brusco na linha, a adição de Nb é desfa-vorável.

Por outro lado, a tecnologia descrita no Documento de Patente 3restringe o teor de Nb a um nível baixo, dentro da faixa de 0,005 a 0,012%,para se obter Nb dissolvido no tratamento de resfriamento brusco na linha e,assim, reduzir as variações na resistência. Entretanto, o Nb dissolvido seprecipita como carbonitretos de Nb muito finos na etapa de revenido e issocontribui para o endurecimento por precipitação, e assim a influência do teorde Nb na resistência aumenta substancialmente, de forma que variações noteor de Nb resultam em variações na resistência. Portanto, torna-se neces-sário variar a temperatura do revenido conforme as variações no teor de Nbno aço; assim, a tecnologia não é econômica.

Conforme a tecnologia descrita no Documento de Patente 4, umtubo de aço escasso em variação de resistência e excelente em resistênciaSSC pode ser produzido executando-se um tratamento de resfriamentobrusco na linha. Entretanto, conforme mostrado na seção do exemplo, a res-trição nos teores de C, Cr, Mn, e Mo são insuficientes, de forma que os tu-bos de aço obtidos são baixos em razão de rendimento. Portanto, apenastubos de aço que tenham um limite de elasticidade menor que 759 MPa (110ksi) podem adquirir a excelente resistência SSC.

Conseqüentemente, é um objetivo da presente invenção forne-cer um método para produção de um tubo de aço sem costura, que tenhauma alta resistência e uma excelente dureza e, em adição, que tenha umaalta razão de rendimento e excelente resistência SSC, por um meio eficienteque seja capaz de realizar economia de energia.

Meios para Resolver os Problemas

A essência da presente invenção são métodos para produzir tu-bos sem costura mostrados em (1) e (2) a seguir.

(1) Um método para produção de um tubo de aço sem costura,que compreende as etapas de produzir um tubo aquecendo-se uma barra deaço, que tem uma composição química na base de % em massa, C: 0,15 a0,20%, Si: não menos que 0,01% a menos que 0,15%, Mn: 0,05 a 1,0%, Cr:0,05 a 1,5%, Mo: 0,05 a 1,0%, Al: não mais que 0,10%, V: 0,01 a 0,2%, Ti:0,002 a 0,03%, B: 0,0003 a 0,005% e N: 0,002 a 0,01%, sob a condição deque as fórmulas (1) e (2) a seguir sejam satisfeitas, com o saldo sendo Fe eimpurezas, onde o teor de P é de não mais que 0,025%, pó teor de S é denão mais que 0,010% e o teor de Nb é de menos de 0,005% entre as impu-rezas, até uma temperatura de 1000 a 1250°C seguido da laminação deprodução do tubo a uma temperatura final de laminação ajustada para 900 a1050°C, e então resfriando-se o tubo de aço resultante diretamente de umatemperatura não inferior que o ponto de transformação Ar3 seguido de reve-nido a uma faixa de temperaturas de 600°C até o ponto de transformaçãoAci ou, ao invés do acima, após a mencionada laminação de produção dotubo, dar um aquecimento complementar ao tubo de aço resultante em umafaixa de temperaturas do ponto de transformação Ar3 até 1000°C na linha, eentão resfriando-se o mesmo de uma temperatura não inferior ao ponto detransformação Ar3 seguido de revenido a uma faixa de temperaturas de600°C até o ponto de transformação Aci.:

C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3) > 0,43 ... (1),Tix N <0,0002-0,0006 χ Si ... (2),

onde C, Mn, Cr, Mo, Ti, N e Si nas fórmulas (1) e (2) acima representam opercentual em massa dos respectivos elementos.

(2) Um método para produção de um tubo de aço sem costura,que compreende as etapas de produzir-se um tubo pelo aquecimento deuma barra de aço, que tenha uma composição química na base de percen-tual em massa, C: 0,15 a 0,20%, Si: não menos que 0,01% a menos que0,15%, Mn: 0,05 a 1,0%, Cr: 0,05 a 1,0%, Mo: 0,05 a 1,0%, Al: não mais que0,10%, V: 0,01 a 0,2%, Ti: 0,002 a 0,03%, B: 0,0003 a 0,005% e N: 0,002 a0,01% e, também, um ou mais elementos selecionados entre Ca: 0,0003 a0,01%, Mg: 0,0003 a 0,01% e REM: 0,0003 a 0,01%, sob a condição de queas fórmulas (1) e (2) a seguir sejam satisfeitas, com o saldo sendo Fe e im-purezas, onde o teor de é de não mais que 0,025%, o teor de S é de nãomais que 0,010% e o teor de Nb é de menos de 0,005% entre as impurezas,para uma temperatura de 1000 a 1250°C seguido da laminação de produçãodo tubo a uma temperatura final de laminação ajustada para 900 a 1050°C,e então resfriamento brusco do tubo de aço resultante diretamente de umatemperatura não inferior ao ponto de transformação Ar3 seguido de revenidoa uma faixa de temperaturas de 600°C até o ponto de transformação Aci ou,ao invés do acima, após a mencionada laminação de produção do tubo, a-quecer complementarmente o tubo de aço resultante em uma faixa de tem-peraturas do ponto de transformação Ac3 até 10OO0C na linha, e então res-friá-lo bruscamente em uma temperatura não inferior ao ponto de transfor-mação Ar3 seguido de revenido a uma faixa de temperaturas de 600°C até oponto de transformação Aci:

C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3) > 0,43 ... (1)

Ti χ N < 0,0002 - 0,0006 χ Si ... (2)

onde C, Mn1 Cr, Mo, Ti, N e Si nas fórmulas (1) e (2) acima representam opercentual em massa dos respectivos elementos.

Doravante, as invenções (1) e (2) mencionadas acima referentesaos métodos para produção de um tubo de aço sem costura são referidoscomo "a presente invenção (1)" e "a presente invenção (2)", respectivamen-te. Elas são algumas vezes referidas coletivamente de "a presente invenção".

O termo "REM" conforme usado na presente invenção é o nomegeral de 17 elementos incluindo Sc, Y e lantanídios, e o teor de REM signifi-ca a soma dos teores dos mencionados elementos.

Efeitos da Invenção

De acordo com a presente invenção, um tubo de aço sem costu-ra, tendo uma microestrutura martensítica revenida fina e uniforme comgrãos de austenita sendo finos e tendo um número de tamanho de grãos denão menos de 7, e tendo alta resistência e excelente dureza bem como umaalta razão de rendimento e excelente resistência SSC, pode ser produzidapor meios eficazes e é capaz de realizar economia de energia.

Melhores Formas de Execução da Invenção

Para aumentar a resistência SSC, é necessário aumentar a ra-zão de rendimento. Portanto, os presentes inventores inicialmente fizeraminvestigações em relação às influências dos elementos constituintes na ra-zão de rendimento dos produtos de aço resfriados bruscamente e revenidos.Como resultado, as seguintes descobertas (a) a (e) foram obtidas.

(a) a razão de rendimento de um produto de aço tendo uma mi-croestrutura resfriada bruscamente e revenida é mais significativamente in-fluenciada pelo teor de C e, quando o teor de C é reduzido, a razão de ren-dimento geralmente aumenta.

(b) Mesmo se o teor de C for meramente reduzido, uma microes-trutura resfriada bruscamente uniforme não pode ser obtida uma vez que acapacidade de endurecimento é deteriorada e a razão de rendimento nãopode ser suficientemente aumentada.

(c) A capacidade de endurecimento reduzida devido à reduçãodo teor de C pode ser melhorada adicionando-se B para fazer sua segrega-ção nos limites dos grãos e também para suprimir a transformação de ferritados limites dos grãos. Entretanto, isto somente não é suficiente, então a adi-ção simultânea de MN, Cr e Mo, cada um a um nível de teor adequado, éindispensável.

(d) Quando o valor da fórmula "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" éajustado para não menos que 0,43, uma microestrutura uniforme resfriadabruscamente pode ser obtida nos equipamentos gerais de resfriamentobrusco brusco de tubos de aço. Na fórmula acima, C, Mn, Cr e MO represen-tam o percentual em massa dos respectivos elementos.

(e) Quando o valor da fórmula acima é de não menos que 0,43,a dureza em uma posição a 10 mm da extremidade resfriada bruscamenteem um teste Jominy excede a dureza correspondente a uma razão de mar-tensita de 90% e uma capacidade de endurecimento satisfatória pode sergarantida. O mencionado valor é preferivelmente ajustado para não menosque 0,45 e, mais preferivelmente, para não menos que 0,47.

As investigações acima revelaram assim que mesmo quando olimite de elasticidade está acima de 758 MPa (110 ksi), a dureza pode sermantida a um nível baixo e uma excelente resistência SSC pode ser garanti-da se a razão de rendimento for aumentada.

Portanto, para aumentar a eficiência da produção, os produtosde aço foram aquecidos, furados, alongados, laminados e finalmente lami-nados a uma temperatura de laminação de acabamento não inferior ao pon-to de transformação Ar3. Então os tubos de aço resultantes foram resfriadosbruscamente na linha a partir de uma temperatura não inferior ao ponto detransformação Ar3 e também revenidos, e as propriedades dos tubos obtidosforam examinadas.

Como resultado, foi revelado que no caso do tratamentos de res-friamento brusco na linha, onde os tubos de aço foram laminados e acaba-dos a uma temperatura não inferior ao ponto de transformação Ar3 e têm umlimite de elasticidade excedendo 759 MPa (110 ksi) foram submetidos a umtratamento de resfriamento brusco direto enquanto a sua temperatura nãoera inferior ao mencionado ponto de transformação Ar3, ou onde esses tuboseram aquecidos complementarmente em um forno de aquecimento suple-mentar ajustado no ponto de transformação Ar3 ou acima e então submetidoao resfriamento brusco, tal processo para tornar os grãos mais finos pelarepetição da transformação e da transformação inversa que são descobertosem um tratamento de resfriamento brusco off-line está ausente. Portanto, nocaso do mencionado tratamento de resfriamento brusco na linha, o tamanhodos grãos de austenita aumenta e a dureza se deteriora em alguns casos.

Conseqüentemente, os presentes inventores chegaram à con-clusão de que para se obter um tubo de aço que tenha tal alta resistência,que o limite de elasticidade seja maior que 759 MPa (110 ksi), e que tambémtenha excelente dureza por um processo de laminação de produção do tuboe resfriamento brusco na linha, é necessário tornar os grãos de austenitamais finos após terminar a laminação de produção do tubo.

Então, os presentes inventores fizeram investigações intensivasna pesquisa de um método para tornar os grãos de austenita mais finos notratamento de resfriamento brusco na linha onde a laminação de produçãodo tubo e o tratamento de resfriamento brusco são completados a altas fai-xas de temperaturas. Como resultado, as descobertas (f) e (g) a seguir fo-ram inicialmente obtidas.

(f) Para produzir grãos mais finos de austenita no tratamento deresfriamento brusco na linha, é necessário dispersar finamente as partículascapazes de mostrar um efeito de aglutinação nos limites dos grãos, mesmoa altas temperaturas.

(g) TiN, que é dificilmente dissolvido mesmo a altas temperatu-ras e dificilmente torna-se bruto, pode ser usado nas partículas de aglutina-ção acima mencionadas. Quer dizer, quando o TiN é disperso finamente du-rante o aquecimento antes da laminação de produção do tubo a partir deuma barra de aço, torna-se possível produzir grãos de austenita mais finosno tubo de aço antes do tratamento de resfriamento brusco na linha.

Então, para outra investigação na procura de um método paradispersar o TiN, barras de aço contendo vários componentes foram usados eexaminados quanto às quantidades de TiN precipitado. Quer dizer, espéci-mens de teste para análise dos resíduos das extrações e réplicas das extra-ções foram tiradas da parte central de cada uma das barras de aço, Iingota-das por meio de uma máquina de Iingotamento contínuo usando um moldede seção redonda, chamado de "barras redondas CC", e as quantidades deTiN precipitado e o seu estado de dispersão foram examinados por umaanálise de resíduos de extração e por observações em um microscópio ele-trônico. Como resultado, as descobertas (h) e (i) a seguir foram obtidas.

(h) Para a dispersão fina de TiN no momento de aquecimentoantes da laminação de produção do tubo a partir das barras de aço, é impor-tante que a composição do aço contenha grandes quantidades de Ti e de N.

Entretanto, a mera adição de Ti e N em grandes quantidades resulta na nu-cleação de TiN em um estado de alta temperatura durante a solidificação, oque resulta nos núcleos de TiN tornando-se brutos.

(i) Não apenas os teores de Ti e N, mas também o teor de Siexerce uma grande influência na quantidade de TiN precipitado e, portanto,controlando-se o teor de Si, é possível evitar a formação e o embrutecimentodo TiN durante a solidificação, enquanto se permite que o Ti e o N sejamcontidos em grandes quantidades. Quer dizer, mesmo quando os aços têm omesmo teor de Ti e de N, a quantidade de TiN precipitado nas barras de açoé menor se houver aço com um menor teor de Si; o Ti existe na forma de umestado supersaturado nas barras de aço. Isto é presumivelmente devido àinibição da formação e do crescimento de TiN no momento da solidificaçãopela redução do teor de Si.

A seguir, os presentes inventores usaram barras de aço (barrasredondas CC) contendo várias quantidades de TiN precipitado, aqueceram efuraram as mesmas e então as submeteram à laminação de produção detubos e ao tratamento de resfriamento brusco na linha, e examinaram ostamanhos dos grãos de austenita após o mencionado tratamento de resfria-mento brusco na linha. Como resultado, a seguinte descoberta importante (j)foi obtida.

(j) Quanto menor for a quantidade de TiN precipitada nas barrasde aço, menor é o tamanho do grão de austenita após o tratamento de res-friamento brusco na linha. Isto é devido ao fato de que o TiN começa a seprecipitar na menor temperatura na ocasião em que a temperatura das bar-ras de aço que contêm Ti e N dissolvidos antes da laminação de produçãodos tubos é aumentada da temperatura ambiente até altas temperaturas, eestão finamente dispersas e efetivamente funcionam como partículas de a-glutinação. O TiN é estável na fase austenita e não se dissolverá na matrizmesmo a altas temperaturas, de forma que ele produz estavelmente e confi-avelmente o efeito de partículas de aglutinação.

Como resultado, os presentes inventores chegaram à conclusãoque para tornar os grãos de austenita mais finos no processo de resfriamen-to brusco na linha, é importante usar-se barras de aço em pequenas quanti-dades de TiN precipitado, quer dizer, barras de aço nas quais o Ti e o N sãodissolvidos cada um em um estado supersaturado.

Portanto, os presentes inventores fizeram exames detalhadosem relação à relação entre os teores de Ti, N e Si e as quantidades de Ti eN dissolvidos nas barras. Como resultado, a seguinte descoberta (k) foi obtida.

(k) Para produzir os grãos de austenita suficientemente finospelo tratamento de resfriamento brusco na linha, é necessário que a barra deaço satisfaça a fórmula (2) a seguir, onde Ti, N e Si representam o percentu-al em massa dos respectivos elementos:

Ti χ N < 0,0002 - 0,0006 χ Si ... (2)

Os presentes inventores também examinaram as influências doselementos de ligação e da temperatura de aquecimento do lingote de açoantes da laminação na dureza e na resistência SSC de um produto de açoque foi produzido pelo tratamento de resfriamento brusco na linha e de reve-nido. Um exemplo dos resultados obtidos é como segue.

Inicialmente, cada um dos aços AaC tendo composições quími-cas mostradas na tabela 1 foi fundido pelo uso de um forno de fundição avácuo de 150 kg, e então cada fundido foi Iingotado em um molde na formade um prisma tetragonal do qual cada lado tinha 200 mm de comprimentoproduzindo um lingote de aço.<table>table see original document page 12</column></row><table>Um pequeno espécime cilíndrico de teste com um diâmetro de10 mm e um comprimento de 100 mm foi tirado da porção central superiorde cada lingote de aço, obtido em uma direção de cima para baixo, para tes-te de extração de resíduos, e submetido à análise do resíduo de extração, efoi examinado o teor de Ti no resíduo. Posteriormente, um espécime de testede Jominy foi tirado de uma parte do lingote de aço e, após a austenitizaçãoa 950°C, submetido ao teste de Jominy, e a capacidade de endurecimentode cada aço foi examinada.

O valor obtido subtraindo-se o teor de Ti no resíduo do teor de Tiem cada lingote de aço está mostrado em "Ti dissolvido" na tabela 1. Na co-luna "fórmula (2)", que se refere aos teores de Ti, N e Si na tabela 1, o casoonde a fórmula (2) é satisfeita está indicado pelo símbolo "o" e o caso ondea mencionada fórmula (2) não é satisfeita está indicado pelo símbolo "x". Natabela 1, o valor da fórmula "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" ("valor A" na tabe-la 1) e os pontos de transformação Aci, AC3 e Ar3 são também mostradospara cada aço.

Além disso, a dureza Rockwell C na posição a 10 mm da extre-midade resfriada bruscamente no teste Jominy (JHRCio) de cada aço AaCe o valor previsto da dureza Rockwell C a uma razão martensítica de 90%correspondente ao teor de C de cada aço está mostrado na tabela 1. A posi-ção a 10 mm da extremidade resfriada bruscamente no teste Jominy corres-ponde à taxa de resfriamento de cerca de 20°C/segundo. O valor previsto dadureza Rockwell C a uma razão de martensita de 90% com base no valor doteor de C é dado por "(C% χ 58) + 27" conforme mostrado no documentocitado abaixo:

J. M. Hodge e M. A. Orehoski: "Relationship between hardenabi-Iity and percentage martensite in some low-alloy steels", Trans. AIME, 167(1946), págs. 627-642.

A seguir, o remanescente de cada lingote foi dividido em 5 por-ções, que foram submetidas a um tratamento térmico de encharcamento avárias temperaturas, dentro da faixa de 1000 a 1300°C por 2 horas, confor-me mostrado na tabela 2, e então imediatamente transferidas para um Iami-nador a quente e laminadas em chapas de aço com 16 mm de espessura auma temperatura de laminação de acabamento de não menos de 950°C.

Cada chapa de aço laminada a quente foi então transferida para um forno deaquecimento antes da sua temperatura de superfície tornar-se menor que oponto de transformação Ar3 e deixada ficar ali a 950°C por 10 minutos paraum aquecimento complementar, e então inserido e resfriado bruscamente aágua em um tanque de água agitada de 930°C.

Espécimens de teste para observação das microestruturas foramcortadas de cada uma das chapas de aço assim obtidas como na condiçãode resfriadas bruscamente a água e medidas quanto ao tamanho de grão deaustenita conforme o método da ASTM E 112. O remanescente de cadachapa de aço foi submetido a um tratamento de revenido de encharcamentoa uma temperatura de 690°C ou 700°C por 30 minutos, conforme mostradona tabela 2.<table>table see original document page 15</column></row><table>Então, os corpos de prova n9 4 para teste de tensão reguladospela JIS Z 2201 (1998) e os corpos de prova com 10 mm de largura cortadosem V regulados pela JIS Z 2202 (1998) foram cortados da porção central (nadireção da espessura da chapa) de cada chapa de aço revenida na direçãode laminação, e as propriedades de tensão e de dureza foram examinadas.Quer dizer, o limite de elasticidade (YS), o limite de resistência à tração (TS),e a razão de rendimento (YR) foram medidas pelo teste de tensão à tempe-ratura ambiente. Além disso, o teste de impacto de Charpy foi executadopara determinar a temperatura de transição de energia (vTE).

Além disso, espécimens de teste de barra redonda com um diâ-metro de 6,35 mm e um comprimento de 25,4 mm foram cortados da porçãocentral (na direção da espessura da chapa) de cada chapa de aço após orevenido na direção paralela à direção de laminação, e foram executadostestes quanto à resistência SSC de acordo com o método NACE-TM-0177-A-96. Isto é, o estresse crítico (estresse máximo aplicado que não provocaruptura em um tempo de teste de 720 horas, mostrado pela razão para olimite de elasticidade real de cada chapa de aço) foi medido na circunstânciade 0,5% de ácido acético + 5% de solução aquosa de cloreto de sódio satu-rada com sulfeto de hidrogênio da pressão parcial de 101325 Pa (1 atm) a25°C.

O número do tamanho de grão de austenita de cada chapa deaço na condição de resfriada bruscamente a água, e as propriedades detensão, dureza e resistência SSC de cada chapa revenida estão mostradosna tabela 2.

O aço A satisfaz a fórmula (2) dada acima, conforme mostradona tabela 1, e o teor de Ti dissolvido no seu lingote de aço é alto. Portanto, épossível fazer o TiN se precipitar suficientemente finamente para aquecerantes da laminação, e conforme mostrado na tabela 2 sob as marcas 1 a 4,os grãos de austenita foram tornados mais finos e uma excelente dureza foiobtida empregando-se uma temperatura de aquecimento de 1000 a 1250°Cantes da laminação. Além disso, conforme mostrado na tabela 1, o aço Asatisfaz a formula (1) dada acima, de forma que mesmo quando ele é auste-nitizado a 950°C e resfriado bruscamente, uma microestrutura martensíticacom uma razão de martensita não inferior a 90% pode ser garantida e a ra-zão de rendimento é também alta, portanto a resistência SSC é excelente.

O aço B não satisfaz a formula (2) dada acima, conforme mos-trado na tabela 1, e o teor de Ti dissolvido no seu lingote de aço é baixo.

Portanto, o aquecimento antes da laminação falha em fazer o TiN se precipi-tar até uma extensão suficiente e,conforme mostrado na tabela 2, os grãosde austenita tornam-se brutos, de forma que a temperatura de transição deenergia (vTE) é alta e a dureza é baixa.

O aço C satisfaz a fórmula (2) dada acima, conforme mostradona tabela 1, e o teor de Ti dissolvido no seu lingote de aço é alto. Portanto, épossível fazer o TiN se precipitar suficientemente finamente pelo aquecimen-to antes da laminação, conforme mostrado na tabela 2 sob as marcas 1 a 4,os grãos de austenita foram produzidos mais finos pelo emprego de umatemperatura de aquecimento de 1000 a 1250°C antes da laminação. Entre-tanto, conforme mostrado na tabela 1, o valor A, isto é, o valor da fórmularepresentada por "C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3)" é 0,391, falhando em satis-fazer a fórmula (1) dada acima, de forma que a capacidade de endurecimen-to é insuficiente. Portanto, o aço C é inferior em resistência SSC, conformemostrado na tabela (2).

O TiN disperso finamente se agrega prontamente e tende a em-brutecer a 1300°C. Portanto, quando a temperatura de aquecimento antesda laminação foi de 1300°C, todos os grãos dos aços AaC foram brutos.

A razão para especificar a composição química da barra de açoque é matéria-prima de um tubo de aço sem costura na presente invençãoserá descrita agora em detalhes.

C: 0,15 a 0,20%

O C é um elemento eficaz para aumentar a resistência do aço demodo barato. Entretanto, com o teor de C menor que 0,15%, um tratamentode revenido a baixa temperatura tem que ser executado para se obter a re-sistência desejada, o que causa uma deterioração da resistência SSC, ou anecessidade de adição de uma grande quantidade de elementos caros paragarantir a capacidade de endurecimento. Por outro lado, com o teor de Cexcedendo 0,20%, a razão de rendimento é reduzida, e quando um limite deelasticidade desejado é obtido, é provocado um aumento da dureza, o quedeteriora a resistência SSC. E, além disso, a dureza também se deterioradevido à ocorrência de carbonetos em grandes quantidades. Conseqüente-mente, o teor de C é ajustado para 0,15 a 0,20%. A faixa preferível do teorde C é 0,15 a 0,18%, e a sua faixa mais preferível é 0,16 a 0,18%.

Si: não menos que 0,01% a menos de 0,15%

O Si é um elemento que melhora a capacidade de endurecimen-to do aço para melhorar a resistência em adição a um efeito de desoxidação,e um teor de 0,01% ou mais é necessário. Entretanto, quando o teor de Si éde 0,15% ou mais, o TiN bruto começa a se precipitar/afetando adversa-mente a dureza. Portanto, o teor de Si é ajustado para não menos que0,01% a menos de 0,15%. A faixa preferível de teor de Si é 0,03 a 0,13%, ea sua faixa mais preferível é 0,07 a 0,12%.

Mn: 0,05 a 1,0%

O Mn é um elemento que melhora a capacidade de endureci-mento do aço para melhorar a resistência em adição a um efeito de desoxi-dação, e um teor de 0,05% ou mais é necessário. Entretanto, quando o teorde Mn excede 1,0%, a resistência SSC é deteriorada. Conseqüentemente, oteor de Mn é ajustado para 0,05 a 1,0%.

Cr: 0,05 a 1,5%

O Cr é um elemento para aumentar a capacidade de endureci-mento do aço, e um teor de 0,05% ou mais é necessário para apresentareste efeito. Entretanto, quando o teor de Cr excede 1,5%, a resistência SSCé deteriorada. Portanto, o teor de Cr é ajustado para 0,05 a 1,5%. A faixapreferível do teor de Cr é 0,2 a 1,0%, e a faixa mais preferível é de 0,4 a0,8%.

Mo: 0,05 a 1,0%

O Mo é um elemento eficaz para aumentar a capacidade de en-durecimento do aço para garantir uma alta resistência e para aumentar aresistência SSC. Para se obter esses efeitos, é necessário controlar-se oteor de Mo para 0,05% ou mais. Entretanto, quando o teor de Mo excede1,0%, carbonetos brutos são formados nos limites dos grãos da austenita, oque deteriora a resistência SSC. Portanto, o teor de Mo de 0,05 1,0% é ne-cessário. A faixa preferível do teor de Mo é 0,1 a 0,8%.

Al: não mais que 0,10%

O Al é um elemento que tem um efeito de desoxidação e é efi-caz para aumentar a dureza e a capacidade de trabalho. Entretanto, quandoo teor de Al excede 0,10%, defeitos de riscos ocorrem notadamente. Conse-qüentemente, o teor de Al é ajustado para não mais que 0,10%. Embora olimite inferior do teor de Al não seja particularmente ajustado porque o teorpode estar em um nível de impureza, o teor de Al é preferivelmente ajustadopara não menos que 0,005%. A faixa preferível do teor de Al é 0,005 a0,05%. O teor de Al aqui referido significa o teor de Al solúvel em ácido (oque chama-se "sol. Al").

V: 0,01 a 0,2%

O V se precipita como carbonetos finos no momento do reveni-do, e então aumenta a resistência. Para se obter esse efeito, é necessáriocontrolar o teor de Mo para 0,01% ou mais. Entretanto, quando o teor de Vexcede 0,2%, carbonetos de V são formados em quantidades excessivas eprovocam a deterioração na dureza. Portanto, o teor de V é ajustado para0,01 a 0,2%. A faixa preferível do teor de V é 0,05 a 0,15%.

Ti: 0,002 a 0,03%

O Ti fixa o N no aço como um nitreto e torna o B presente emum estado dissolvido na matriz no momento do resfriamento brusco parafazê-lo criar um efeito de melhoria da capacidade de endurecimento. Alémdisso, em um processo de laminação de produção de tubos e resfriamentobrusco na linha, o Ti se precipita como TiN fino abundantemente na etapa deaquecimento anterior à laminação de produção do tubo e tem um efeito detornar mais finos os grãos de austenita. Para se obter esses efeitos de Ti, énecessário controlar o teor de Ti em 0,002% ou mais. Entretanto, quando oteor de Ti é de 0,03% ou mais, ele está presente como nitreto bruto, resul-tando na deterioração da resistência SSC. Conseqüentemente, o teor de Ti éajustado para 0,002 a 0,03%. A faixa preferida do teor de Ti é 0,005 a0,025%.

B: 0,0003 a 0,005%

O B tem um efeito de melhoria da capacidade de endurecimento.

Embora o mencionado efeito de B possa ser obtido com um teor em um ní-vel de impureza, o teor de B é preferivelmente ajustado a 0,0003% ou maispara se obter um efeito mais notável. Entretanto, quando o teor de B excede0,005%, a dureza é deteriorada. Portanto, o teor de B é ajustado para0,0003 a 0,005%. A faixa preferível do teor de B é 0,0003 a 0,003%.N: 0,002 a 0,01%

Em um processo de laminação de produção de tubo e resfria-mento brusco na linha, o N se precipita como TiN fino abundantemente naetapa de aquecimento antes da laminação de produção de tubos e tem umefeito de produzir grãos mais finos de austenita. Para se obter tal efeito doN, é necessário controlar o teor de N para 0,002% ou mais. Entretanto,quando o teor de N aumenta, em particular quando o teor de N excede0,01%, ele provoca AIN e TiN brutos e, em adição, forma BN juntamentecom B e provoca a redução na quantidade de B dissolvido na matriz, deterio-rando assim marcadamente a capacidade de endurecimento. Portanto, oteor de N é ajustado para 0,002 a 0,01 %.

Valor da fórmula representada por "C + (Mn/6) + (Cr/5) (Mo/3)" :não menos que 0,43

A presente invenção pretende aumentar a razão de rendimentolimitando o teor de C para melhorar a resistência SSC. Conseqüentemente,se os teores de Mn, Cr e Mo não são ajustados de acordo com o ajuste doteor de C, a capacidade de endurecimento é prejudicada para particularmen-te deteriorar a resistência SSC. Portanto, para garantir a capacidade de en-durecimento, os teores de C, Mn, Cr e Mo devem ser ajustados de formaque o valor da fórmula representada por "C + (Mn/6) + (Cr/5) (Mo/3)" sejanão menos que 0,43, isto é, de forma que a fórmula (1) seja satisfeita. O va-lor preferível da fórmula representada por "C + (Mn/6) + (Cr/5) (Mo/3)" é denão menos que 0,45, e o valor mais preferível é de não menos que 0,47.Valor da fórmula representada por "Ti χ Ν": menor que o valor dafórmula representada por "0,002 - 0,0006 χ Si"

Em um processo de laminação de produção de tubo e resfria-mento brusco na linha, é necessário que o TiN seja finamente disperso paratornar os grãos de austenita mais finos. Então para fazer com que o TiN sejafinamente disperso, é necessário inibir a geração de TiN no aço fundido e,portanto, inibir a formação e o embrutecimento de TiN por ocasião da solidi-ficação enquanto se permite que Ti e N sejam contidos abundantemente noaço fundido. Enquanto o TiN no aço fundido cresce muito rapidamente paraproduzir partículas brutas, o Si age de forma repulsiva no Ti e, quando o teorde Si é alto, a atividade do Ti aumenta, com o que a geração de TiN torna-senormal. Em outras palavras, é possível inibir a geração de TiN no aço fundi-do mantendo-se o teor de Si em níveis baixos mesmo quando os teores deTi e de N são altos. E, quando o valor da fórmula representada por "Ti χ Ν"for menor que o valor da fórmula representada por "0,002 - 0,006 χ Si", istoé, quando a formula (2) é satisfeita, é possível que o TiN seja finamente dis-perso abundantemente.

Na presente invenção é necessário restringir os teores de P, S eNb entre as impurezas da maneira a seguir.

P:não mais que 0,025%

P é uma impureza do aço que provoca a deterioração da durezaque resultou da segregação dos limites dos grãos. Particularmente, quandoo teor de P excede 0,025%, a rugosidade é notadamente deteriorada e aresistência SSC é também notadamente deteriorada. Portanto, é necessáriocontrolar o teor de P para não mais que 0,025%. O teor de P é preferivel-mente ajustado para não mais que 0,020% e, mais preferivelmente, para nãomais que 0,015%.

S: não mais que 0,010%

S é também uma impureza do aço, e quando o teor de S excede0,010%, a resistência SSC é seriamente deteriorada. Conseqüentemente, oteor de S é ajustado para não mais que 0,010%. O teor de S é preferivel-mente ajustado para não mais que 0,005%.Nb:menos de 0,005%

A solubilidade do Nb é altamente dependente da temperatura nafaixa de 800 a 1100°C. Portanto, o Nb induz a formação de austenita degrão misto ou, em um processo de laminação de produção de tubo e resfri-amento brusco na linha, causando, portanto, variações na resistência devidoà heterogeneidade dos precipitados como resultantes da leve diferença detemperatura. Em particular, quando o teor de Nb for 0,005% ou mais, as va-riações na resistência tornam-se notáveis. Portanto, o teor de Nb é ajustadopara menos de 0,005%. É preferível que o teor de Nb seja tão baixo quantopossível.

Das razões acima, a composição química da barra de aço que ématéria-prima de um tubo de aço sem costura no método para produção detubo sem costura relativo à presente invenção (1) foi regulada como umaque contenha os elementos acima mencionados de C a N nas respectivasfaixas de teores e satisfaz as fórmulas (1) e (2) dadas acima, com o saldosendo Fe e impurezas, onde o teor de P é de não mais que 0,0025%, o teorde S é de não mais que 0,010% e o teor de Nb é de menos de 0,005% entreas impurezas.

A composição química da barra de aço, sendo matéria-prima deum tubo de aço sem costura no método para produção de um tubo sem cos-tura relativo à presente invenção, pode seletivamente conter um ou maiselementos selecionados entre Ca: 0,0003 a 0,01%, Mg: 0,0003 a 0,01% eREM: 0,0003 a 0,01%. Isto é, um ou mais elementos entre acima menciona-dos Ca, Mg e REM podem ser adicionados como elementos aditivos opcio-nais.

Os elementos aditivos opcionais são descritos como segue:

Ca: 0,0003 a 0,01%, Mg: 0,0003 a 0,01%, REM: 0,0003 a 0,01%

Cada um entre Ca, Mg e REM, se adicionados, tem o efeito deaumentar a resistência SSC pela reação com o S no aço para formar umsulfeto melhorando assim a forma da impureza. Entretanto, quando o teor decada um for menor que 0,0003%, tal efeito não pode ser obtido. Por outrolado, quando o teor de cada um exceder 0,01%, à medida que a quantidadede impurezas no aço aumenta, portanto o índice de limpeza do aço deteriorae a resistência SSC também deteriora. Portanto, se Ca, Mg e REM são adi-cionados, os teores de cada um devem ser preferivelmente ajustados em0,0003 a 0,01%. Os elementos acima, Ca, Mg e REM, podem ser adiciona-dos sozinhos ou em combinação de dois ou mais deles.

Conforme já mencionado acima, o termo "REM" é o nome geralde 17 elementos incluindo Sc, Y e lantanóides, e o teor de REM significa asoma dos teores dos mencionados elementos.

Pela razão acima, a composição química da barra de aço que ématéria-prima de um tubo de aço sem costura no método para produção deum tubo sem costura relativo à presente invenção (2) foi regulada comosendo uma que contenha os elementos acima mencionados de C a N nasrespectivas faixas de teores e, também, um ou mais elementos selecionadosentre Ca: 0,0003 a 0,01%, Mg: 0,0003 a 0,01% e REM: 0,0003 a 0,01%, eque satisfaz as fórmulas (1) e (2) dadas acima, com o saldo sendo Fe e im-purezas, onde o teor de P é de não mais que 0,025%, o teor de S é de nãomais que 0,010% e o teor de Nb é de menos que 0,005% entre as impurezas.

O método para produção de um tubo de aço sem costura relativoà presente invenção é caracterizado na temperatura de aquecimento da bar-ra de aço, na temperatura final de laminação e no tratamento térmico no finalda laminação. Cada um será descrito abaixo.

(A) temperatura de aquecimento da barra de aço

A temperatura para aquecimento da barra de aço antes da Iami-nação de produção do tubo de aço é preferivelmente tão baixa quanto pos-sível. Entretanto, quando a temperatura é menor que 1000°C, o mandril pe-regrino é severamente danificado e a produção em massa em uma escalaindustrial torna-se impossível. Por outro lado, quando a temperatura estáacima de 1250°C, as partículas de TiN, que estavam finamente dispersas nafaixa de temperaturas mais baixas, crescem à maneira do desenvolvimentode Ostwald e prontamente se agregam e tendem a embrutecer e, como re-sultado, seu efeito aglutinante deteriora. Portanto, a temperatura para aque-cimento da barra de aço antes da laminação de produção do tubo é ajustadapara 1000 a 1250°C. A temperatura de aquecimento da barra de aço é pre-ferivelmente ajustada para 1050 a 1200°C, e mais preferivelmente ajustadapara 1050 a 1150°C.

Não é necessário impor quaisquer condições particulares emrelação ao aquecimento da barra de aço para a faixa de temperaturas men-cionada acima antes da laminação de produção do tubo. Entretanto, quandoa taxa de aquecimento é baixa, o TiN precipita finamente no lado de baixatemperatura e isto cria grãos suficientemente finos e, portanto, o aquecimen-to é preferivelmente executado a uma taxa de aquecimento de não mais que15°C/minuto. É também adequado empregar-se um padrão de aquecimentode duas etapas da barra de aço durante o aquecimento da temperatura am-biente até uma temperatura entre o ponto de transformação Aci para o pontode transformação Ac3, ou uma temperatura entre a sua vizinhança por umtempo de modo a dispersar finamente o TiN e então aquecê-la até a tempe-ratura de aquecimento desejada. Além disso, o processo que submete a bar-ra de aço ao tratamento de pré-aquecimento na faixa de temperatura entre600°C e o ponto de transformação Ac3 de modo a dispersar finamente o TiNna região da ferrita, então resfriando a barra de aço até a temperatura ambi-ente, e novamente pré-aquecer a barra de aço até a temperatura de aque-cimento predeterminada antes da laminação de produção do tubo é tambémadequado.

A barra de aço que é servida como matéria-prima para um tubode aço sem costura, é apenas necessário para conter o Ti dissolvido abun-dantemente. O método para produzir a mesma não é particularmente restri-to. Entretanto, para se obter o Ti dissolvido abundantemente, é preferívelempregar um processo de produção de barra de aço no qual a taxa de res-friamento brusco é alta. Portanto, por exemplo, a barra de aço é preferivel-mente produzida em um equipamento de Iingotamento contínuo usando ummolde de seção redonda, ou seja, o assim chamado "equipamento de CCredondo".

(B) Temperatura final de laminaçãoQuando a temperatura final de laminação for menor que 900°C,a resistência à deformação do tubo de aço é excessivamente aumentada e aprodução em massa em escala industrial torna-se impossível. Por outro lado,a uma temperatura maior que 1050°C, ocorre o embrutecimento dos grãos eresulta em uma recristalização durante a laminação. Portanto, é necessárioque a temperatura final de laminação seja ajustada para 900 a 1050°C.

Se a temperatura final de laminação for ajustada para 900 a1050°C, o método para laminar um tubo de aço sem costura não é particu-larmente restrito. Do ponto de vista de assegurar uma alta eficiência de pro-dução, por exemplo, a perfuração, o alongamento e a laminação são preferi-velmente executados pelo método de produção de tubo com Iaminador demandril Mannesmann para criar a forma final.

(C)TratamentodeaquecimentocompIementar

O tubo de aço, após o término da laminação do tubo na tempe-ratura final de laminação mencionada acima em (B), pode ser resfriado brus-camente em uma temperatura não inferior ao ponto de transformação Ac3.

Entretanto, é preferível executar um aquecimento complementar na linha deforma que a homogeneidade do aquecimento possa ser garantido nas dire-ções do comprimento e da espessura do tubo de aço após o fim da Iamina-ção de produção do tubo.

Quando a temperatura de aquecimento complementar for menorque o ponto de transformação Ac3, a ferrita se precipita e produz uma micro-estrutura heterogênea. Por outro lado, quando a mencionada temperatura deaquecimento complementar for maior que 1000°C, o embrutecimento dosgrãos avança. Portanto, a temperatura do aquecimento complementar nalinha é ajustada para a faixa do ponto de transformação Ac3 até 10OO0C. Atemperatura de aquecimento complementar preferida é do ponto de trans-formação Ac3 até 950°C. Mesmo quando o tempo de aquecimento comple-mentar é de cerca de 1 a 10 minutos, um aquecimento suficientemente ho-mogêneo pode ser garantido ao longo de todo o comprimento do tubo de aço.

(D) Resfriamento brusco e revenidoO tubo de aço, após a passagem através das etapas (A) e (B) ou(A) e (C) acima, é resfriado bruscamente a partir de uma temperatura nãoinferior ao ponto de transformação Ar3. O resfriamento brusco é executado auma taxa de resfriamento suficiente para transformar toda a espessura daparede do tubo em uma microestrutura martensítica. O resfriamento bruscoa água é geralmente adaptado.

Após o tratamento de resfriamento brusco, o tratamento de re-venido é executado na faixa de temperaturas de 600°C até o ponto de trans-formação Aci. Quando a temperatura de revenido é menor que 600°C, a re-sistência SSC deteriora uma vez que a cementita, que se precipita durante orevenido, é acicular. Por outro lado, quando a temperatura de revenido émaior que o ponto de transformação Aci, a fase origem sofre parcialmentetransformação reversa para criar uma microestrutura heterogênea, de formaque a resistência SSC deteriora. O tempo de revenido é geralmente 10 a120 minutos, entretanto depende da espessura da parede do tubo.

A presente invenção será descrita em mais detalhes em relaçãoaos exemplos.

Exemplos

Barras de aço (barras redondas CC), com um diâmetro externode 225 mm de 21 espécies de aços DaX tendo as respectivas composiçõesde análises químicas mostradas na tabela 3 foram produzidas pelo métodode Iingotamento contínuo. Na tabela 3, o valor da fórmula "C + (Mn/6) +(Cr/5) + (Mo/3)" ("valor A" na tabela 3) e os pontos de transformação Aci, Ac3e Ar3 estão também mostrados para cada barra de aço. Na coluna "Fórmula(2)", que refere-se aos teores de Ti, N e Si, na Tabela 3, o caso no qual afórmula (2) é satisfeita é indicado pelo símbolo "o" e o caso no qual a men-cionada fórmula (2) não é satisfeita é indicado pelo símbolo "x".

Tubos de aço sem costura, com um diâmetro externo de 244,5mm e uma espessura de parede de 13,8 mm, foram produzidos por perfura-ção, alongamento e laminação por um método de produção de tubo comIaminador de mandril Mannesmann. A laminação de acabamento final paracriar a forma final é seguida de um tratamento de resfriamento brusco nalinha e o subseqüente revenido. A temperatura de aquecimento da barra deaço, a temperatura final de laminação, a temperatura de aquecimento com-plementar e a temperatura de resfriamento brusco na linha usadas estãomostradas na tabela 4.

O tempo de aquecimento complementar foi de 10 minutos, e oresfriamento brusco foi executado à maneira do resfriamento brusco a água.

As condições de revenido foram ajustadas para cada chapa de aço de formaque o limite de escoamento possa estar na vizinhança do limite do assimchamado "tubo de aço da classe 110 ksi", isto é, 758 MPa. Quer dizer, tubosde aço curtos obtidos cortando-se cada tubo de aço na condição de resfria-dos brusco foram submetidos ao tratamento de revenido a várias temperatu-ras não maiores que o ponto de transformação Aci usando um forno de testede aquecimento. A relação entre a temperatura de revenido e o limite de e-Iasticidade foi determinada para cada aço e, com base na relação obtida, foiselecionada a temperatura adequada que tem um limite de elasticidade decerca de 862 MPa, e o revenido foi executado pela manutenção do tubo deaço àquela temperatura adequada por 30 minutos.

Usando-se cada tubo de aço na condição resfriado brusco, otamanho de grãos de austenita foi medido e, também, vários espécimens deteste foram cortados de cada tubo de aço após o revenido e submetidos aostestes descritos abaixo. As propriedades do tubo de aço sem costura foramtambém examinadas e a capacidade de endurecimento de cada aço foi e-<table>table see original document page 28</column></row><table><table>table see original document page 29</column></row><table><table>table see original document page 30</column></row><table><table>table see original document page 31</column></row><table><table>table see original document page 32</column></row><table>[1] Capacidade de endurecimento

Uma peça do teste Jominy foi cortada de cada barra de aço an-tes da laminação de produção de tubos, austenitizada a 950°C, e submetidoao teste de Jominy. A capacidade de endurecimento foi avaliada pela com-paração da dureza Rockwell em uma posição a 10 mm de uma extremidaderesfriada bruscamente (JHRCio) com o valor de "(C% χ 58) + 27", que é ovalor previsto da dureza Rockwell C correspondendo a 90% da razão demartensita de cada aço. É determinado que aquele que tiver um JHRCi0maior que o valor de "(C% χ 58) + 27" tem "excelente capacidade de endu-recimento", e aquele que tiver um JHRCio não maior que o valor de "(C% χ58) + 27" tem "capacidade de endurecimento inferior".

[2] Tamanho do grão de austenita

Espécimens de teste (15 mm χ 15 mm de seção) para observa-ção da microestrutura foram retirados da porção central (na direção da es-pessura) de cada tubo de aço na condição resfriado bruscamente. A seguir opolimento tipo espelho da superfície, causticado com uma solução aquosasaturada de ácido pícrico, observação sob um microscópio ótico para o ta-manho de grão da austenita foi executado e cada número de tamanho degrão de austenita foi determinado conforme o método da ASTM E 112.

[3] Teste de tensão

Um corpo de prova de tensão circular regulado na 5CT da normaAPI foi cortado na direção longitudinal de cada tubo de aço, e um teste detensão foi executado à temperatura ambiente para medir o limite de elastici-dade (YS), limite de resistência à tração (TS)1 e razão de rendimento (YR).

[4] Teste de impacto Charpy

Um corpo de prova entalhado em V com 10 mm de largura regu-lado pela JIS Z 2202 (1998) foi cortado na direção longitudinal de cada tubode aço, e um teste de impacto Charpy foi executado para determinar a tem-peratura de transição de energia (vTE).

[5] Teste de resistência SSC

Um espécime de teste de barra redonda com um diâmetro de6,35 mm foi cortado na direção longitudinal de cada tubo de aço, e um testede resistência SSC foi executado de acordo com o método NACE-TM-0177-A-96. Quer dizer, o estresse crítico (estresse máximo aplicado que não pro-voca ruptura em um tempo de teste de 720 horas, mostrado pela razão parao limite de elasticidade real de cada tubo de aço) foi medido na circunstânciade 0,5% de ácido acético + 5% de solução aquosa saturada de cloreto desódio com sulfeto de hidrogênio da pressão parcial de 101325 Pa (1 atm) a25°C. A resistência SSC foi avaliada como sendo excelente quando o es-tresse crítico foi 90% ou mais do YS.

Os resultados dos exames estão também mostrados na tabela 4.

Na coluna "capacidade de endurecimento", cada resultado da comparaçãoentre a JHRCi0 e o valor "(C% χ 58) + 27" é indicado como "excelente" ou"inferior" com base nos critérios já mencionados acima.

Da tabela 4, é aparente que os aços DaU tendo composiçõesquímicas reguladas na presente invenção têm excelente capacidade de en-durecimento. Os tubos de aço da invenção dos Testes nQs 1 a 18 que foramproduzidos usando-se os mencionados aços sob as condições especificadasna presente invenção têm grãos de austenita finos e alta razão de rendimen-to, e, além disso, têm excelente dureza e resistência SSC, apesar de seualto limite de elasticidade de não menos que 848 MPa.

Ao contrário, os tubos de aço comparativos dos testes n9s 19 a21, que foram produzidos sob as condições especificadas na presente in-venção, usando-se os aços VaX cujas composições químicas estão fora dafaixa reguladas pela presente invenção não alcançam excelente resistênciaSSC e excelente dureza simultaneamente.

Quer dizer, no teste n9 19, a razão de rendimento é baixa e aresistência SSC deteriorada uma vez que o teor de C no aço V usado estáfora da faixa de composição conforme a presente invenção.

No teste n9 20, o valor da fórmula representada por 11C _ (Mn/6)+ (Cr/5) + Mo/3)" (Valor A) do aço W usado está fora da faixa especificadapela presente invenção e, portanto, nenhuma microestrutura resfriada brus-camente uniforme pode ser obtida e a razão de rendimento é baixa, então aresistência SSC é deteriorada.No teste ne 21, o aço X usado falhou em satisfazer a fórmula (2)dada mais acima. Portanto, o tubo de aço tem um grão de austenita bruto esua dureza deteriorada.

Por outro lado, os tubos de aço comparativos dos testes nes 22 a24, embora os aços D, F e G usados tenham as composições químicas es-pecificadas na presente invenção, não podem lograr excelente resistênciaSSC e excelente dureza simultaneamente uma vez que as condições deprodução estão fora das condições reguladas pela presente invenção.

Quer dizer, no teste ne 22 a temperatura de aquecimento da bar-ra de aço é muito alta, acima do limite superior de 1300°C conforme especi-ficado pela presente invenção. Portanto, o tubo de aço tem um grão de aus-tenita bruto e a sua dureza deteriorada.

No teste ne 23, a temperatura final de laminação é de 1150°C,que é muito alta, acima do limite superior especificado pela presente inven-ção, de forma que o tubo de aço tem grão de austenita bruto e sua durezadeteriorada.

Além disso, no teste nQ 24, a temperatura de aquecimento com-plementar é de 1050°C que é muito alta e está acima do limite superior es-pecificado pela presente invenção, e assim o tubo de aço tem um grão deaustenita bruto e sua dureza deteriorada.

No precedente, a presente invenção foi descrita concretamenteem relação a seus exemplos típicos, esses exemplos não são de modo algumIimitativos do escopo da presente invenção. Deve ser notado que qualquermodo de prática que não esteja aqui descrito como um exemplo, se satisfaz osrequisitos da presente invenção, cai dentro do escopo da presente invenção.

Aplicabilidade Industrial

De acordo com a presente invenção, um tubo de aço sem costu-ra tendo uma microestrutura martensítica revenida fina e uniforme com grãosde austenita sendo finos e tendo um número de tamanho de grão de nãomenos que 7, e tendo alta resistência e excelente dureza bem como umaalta razão de rendimento e excelente resistência SSC, pode ser produzido abaixo custo por meios eficientes e é capaz de realizar economia de energia.

Claims

1. Método para produção de um tubo de aço sem costura, quecompreende as etapas de produzir um tubo pelo aquecimento de uma barrade aço, que tem uma composição química na base de percentual em massa,C: 0,15 a 0,20%, Si: não menos que 0,01% a menos que 0,15%, Mn: 0,05 a 1,0%, Cr: 0,05 a 1,5%, Mo: 0,05 a 1,0%, Al: não mais que 0,10%, V: 0,01 a-0,2%, Ti: 0,002 a 0,03%, B: 0,0003 a 0,005% e N: 0,002 a 0,01%, sob acondição de que as fórmulas (1) e (2) a seguir sejam satisfeitas, com o saldosendo Fe e impurezas,onde o teor de P é de não mais que 0,025%, o teor deS é de não mais que 0,010% e o teor de Nb é de não mais que 0,005% entreas impurezas, até uma temperatura de 1000 a 1250°C seguido da laminaçãode produção do tubo a uma temperatura final de laminação ajustada para 900 a 1050°C, e então resfriando-se bruscamente o tubo de aço resultantediretamente de uma temperatura não inferior ao ponto de transformação Ar3seguido de revenido a uma faixa de temperaturas de 600°C até o ponto detransformação Aci, ou ao invés do acima após a mencionada laminação deprodução do tubo, aquecendo-se complementarmente o tubo de aço resul-tante em uma faixa de temperaturas do ponto de transformação Ac3 até 1000°C na linha e então resfriando-se bruscamente o mesmo de uma tem-peratura não inferior ao ponto de transformação Ar3 seguido de revenido auma faixa de temperaturas de 600°C até o ponto de transformação Ac1.C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3) > 0,43 ... (1),Ti χ N < 0,0002 - 0,0006 χ Si ... (2),onde C, Mn, Cr, Mo, Ti, N e Si nas fórmulas (1) e (2) acima representam opercentual em massa dos respectivos elementos.

2.

Método para produção de um tubo de aço sem costura, quecompreende as etapas de produção de um tubo pelo aquecimento de umabarra de aço, que tenha uma composição química na base de percentual emmassa, C: 0,15 a 0,20%, Si: não menos que 0,01% a menos que 0,15%, Mn:- 0,05 a 1,0%, Cr: 0,05 a 1,5%, Mo: 0,05 a 1,0%, Al: não mais que 0,10%, V:- 0,01 a 0,2%, Ti: 0,002 a 0,03%, B: 0,0003 a 0,005% e N: 0,002 a 0,01% e,também, um ou mais elementos selecionados entre Ca: 0,0003 a 0,01%, Mg:-0,0003 a 0,01% e REM: 0,0003 a 0,01%, sob a condição de que as fórmulas(1) e (2) a seguir sejam satisfeitas, com o saldo sendo Fe e impurezas, ondeo teor de P é de não mais que 0,025%, o teor de S é de não mais que-0,010% e o teor de Nb é de não mais que 0,005% entre as impurezas, atéuma temperatura de 1000 a 1250°C seguido da laminação de produção dotubo a uma temperatura final de laminação ajustada para 900 a 1050°C, eentão resfriando-se bruscamente o tubo de aço resultante diretamente deuma temperatura não inferior ao ponto de transformação Ar3 seguido de re-venido a uma faixa de temperaturas de 600°C até o ponto de transformaçãoAci, ou ao invés do acima após a mencionada laminação de produção dotubo, aquecendo-se complementarmente o tubo de aço resultante em umafaixa de temperaturas do ponto de transformação Ac3 até 1000°C na linha eentão resfriando-se bruscamente o mesmo de uma temperatura não inferiorao ponto de transformação Ar3 seguido de revenido a uma faixa de tempera-turas de 600°C até o ponto de transformação Aci.C + (Mn/6) + (Cr/5) + (Mo/3) > 0,43 ... (1),Ti χ N < 0,0002 - 0,0006 χ Si ... (2),onde C, Mn, Cr, Mo, Ti, N e Si nas fórmulas (1) e (2) acima representam opercentual em massa dos respectivos elementos.