BR112017006937B1

BR112017006937B1 - tubo de aço de baixa liga para poço de óleo

Info

Publication number: BR112017006937B1
Application number: BR112017006937-7A
Authority: BR
Inventors: Keiichi Kondo; Yuji Arai
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2014-10-17
Filing date: 2015-10-02
Publication date: 2021-05-04
Also published as: WO2016059763A1; EP3208358A4; MX2017004757A; CN107075636B; EP3208358B1; CN107075636A; CA2963755C; AU2015331943A1; EP3208358A1; BR112017006937A2; JP6103156B2; AU2015331943B2; JPWO2016059763A1; CA2963755A1; US10752979B2; AR103128A1; RU2664500C1; US20170306461A1; ES2745820T3

Abstract

Trata-se de um tubo de aço de baixa liga para poço de óleo que tem um limite de elasticidade de 793 MPa ou mais, e uma resistência à SSC excelente. Um tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a presente invenção, inclui uma composição química que consiste em: em % em massa, C: 0,25 a 0,35%; Si: 0,05 a 0,50%, Mn: 0,10 a 1,50%; Cr: 0,40 a 1,50%, Mo: 0,40 a 2,00%; V: 0,05 a 0,25%; Nb: 0,010 a 0,040%; Ti: 0,002 a 0,050%; sol. Al: 0,005 a 0,10%; N: 0,007% ou menos; B: 0,0001 a 0,0035%; e Ca: 0 a 0,005%; e um saldo sendo de Fe e impurezas. Em uma microestrutura do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, um número de partículas de cementita, cada uma das quais tem um diâmetro de círculo equivalente de 200 nm ou mais, é 100 partículas/100 μm2 ou mais. O tubo de aço de baixa liga para poço de óleo acima tem um limite de elasticidade de 793 MPa ou mais.

Description

CAMPO DA TÉCNICA

[0001] A presente invenção refere-se a um tubo de aço, mais especificamente, um tubo de aço para poço de óleo.

TÉCNICA ANTECEDENTE

[0002] Desenvolvimentos para poço profundo de poços de óleo e poços de gás (poços de óleo e poços de gás são coletivamente denominados simplesmente como “poços de óleo”, doravante) exigem resistibilidade alta de tubos de aço para poço de óleo. Convencionalmente, os tubos de aço para poço de óleo de classificação 551 MPa (80 ksi) (limite de escoamento de 551 a 654 MPa (ou seja, 80 a 95 ksi)) e de classificação 654 MPa (95 ksi) (limite de escoamento de 654 a 758 MPa (ou seja, 95 a 110 ksi)) têm sido usados amplamente. No entanto, os tubos de aço para poço de óleo de classificação 758 MPa (110 ksi) (limite de escoamento de 758 a 862 MPa, ou seja, 110 a 125 ksi) têm entrado em uso recentemente.

[0003] A maior parte dos poços profundos contém sulfeto de hidrogênio que tem corrosividade. Consequentemente, é exigido que os tubos de aço para poço de óleo para uso em poços profundos tenham não apenas uma resistibilidade alta, mas também uma resistência à fratura sob tensão induzida por sulfeto (denominada como uma resistência à SSC, doravante). Em geral, a suscetibilidade à SSC é aumentada juntamente com o aumento na resistibilidade de um material de aço.

[0004] Usualmente, garante-se que os tubos de aço de classificação 654 MPa (95 ksi) ou classificação 758 MPa (110 ksi) ou menos, que são vendidos como tubos de aço para poço de óleo resistentes à acidez (serviço em meio ácido OCTG), tenham uma resistência à SSC para suportar o ambiente de H2S a 0,1 Mpa (1 atm) em uma avaliação por um método de teste especificado pela NACE. Doravante, o ambiente de H2S a 0,1 Mpa (1 atm) é denominado como uma condição padrão.

[0005] Entretanto, tem-se sido convencionalmente garantido apenas que os tubos de aço para poço de óleo de classificação 862 MPa (125 ksi) (limite de escoamento de 862 a 965 MPa) tenham uma resistência à SSC para suportar um ambiente em que a pressão parcial de H2S é muito menor do que aquela sob a condição padrão, em muitos casos. Isso significa que, uma vez que o limite inferior do limite de escoamento se torna maior do que 758 MPa (110 ksi), subitamente, se torna difícil assegurar uma resistência à SSC excelente.

[0006] Nesse contexto, existe uma necessidade por tubos de aço para poço de óleo resistentes à acidez que possam assegurar uma resistência à SSC sob o ambiente de H2S a 0,1 MPa (1 atm), e ter um limite inferior do limite de escoamento tão grande quanto possível, mesmo se o limite inferior do limite de escoamento não alcançar 862 MPa (125 ksi).

[0007] Técnicas para aumentar a resistência à SSC de tubos de aço para poço de óleo são reveladas na Publicação de Pedido de Patente no JP 62-253720 (Literatura de Patente 1), Publicação de Pedido de Patente no JP 59-232220 (Literatura de Patente 2), Publicação de Pedido de Patente no JP 6-322478 (Literatura de Patente 3), Publicação de Pedido de Patente no JP 8-311551 (Literatura de Patente 4), Publicação de Pedido de Patente no JP 2000-256783 (Literatura de Patente 5), Publicação de Pedido de Patente no JP 2000-297344 (Literatura de Patente 6), Publicação de Pedido de Patente no JP 2005-350754 (Literatura de Patente 7), Publicação Nacional de Pedido de Patente Internacional no 2012-519238 (Literatura de Patente 8) e Publicação de Pedido de Patente no JP 2012-26030 (Literatura de Patente 9).

[0008] A Literatura de Patente 1 propõe um método de aumentar a resistência à SSC de um tubo de aço para poço de óleo reduzindo-se impurezas, tais como Mn e P. A Literatura de Patente 2 propõe um método de aumentar a resistência à SSC de aço realizando-se a têmpera duas vezes para refinar os grãos.

[0009] A Literatura de Patente 3 propõe um método de aumentar a resistência à SSC de um material de aço de classificação 862 MPa (125 ksi) refinando-se a microestrutura do aço através de um tratamento térmico por indução. A Literatura de Patente 4 propõe um método de aumentar a resistência à SSC de um tubo de aço de classificação 758 MPa (110 ksi) para classificação 965 MPa (140 ksi) aumentando-se a temperabilidade do aço através de processo de têmpera direto, e aumentando-se uma temperatura de revenimento.

[0010] Cada uma dentre a Literatura de Patente 5 e a Literatura de Patente 6 propõe um método de aumentar a resistência à SSC de um tubo de aço de baixa liga para poço de óleo de classificação 758 MPa (110 ksi) para classificação 965 MPa (140 ksi) controlando-se a morfologia de carboneto. A Literatura de Patente 7 propõe um método de aumentar a resistência à SSC de um tubo de aço para poço de óleo de classificação 862 MPa (125 ksi) ou mais controlando-se uma densidade de deslocamento e um coeficiente de difusão de hidrogênio para serem valores desejados. A Literatura de Patente 8 propõe um método de aumentar a resistência à SSC de aço de classificação 862 MPa (125 ksi) por têmpera do aço baixa liga contendo C de 0,3 a 0,5% diversas vezes. A Literatura de Patente 9 propõe um método de empregar uma etapa de revenimento de tratamento térmico de dois estágios para controlar a morfologia de carboneto e a número de partículas de carboneto. Mais especificamente, na Literatura de Patente 9, a resistência à SSC de aço de classificação 862 MPa (125 ksi) é aumentada diminuindo-se a densidade numérica de partículas de M3C ou partículas de M2C grandes.

LISTA DE CITAÇÕES LITERATURA DE PATENTE

[0011] Literatura de Patente 1: Publicação de Pedido de Patente no JP 62-253720

[0012] Literatura de Patente 2: Publicação de Pedido de Patente no JP 59-232220

[0013] Literatura de Patente 3: Publicação de Pedido de Patente no JP 6-322478

[0014] Literatura de Patente 4: Publicação de Pedido de Patente no JP 8-311551

[0015] Literatura de Patente 5: Publicação de Pedido de Patente no JP 2000-256783

[0016] Literatura de Patente 6: Publicação de Pedido de Patente no JP 2000-297344

[0017] Literatura de Patente 7: Publicação de Pedido de Patente no JP 2005-350754

[0018] Literatura de Patente 8: Publicação Nacional de Pedido de Patente Internacional no 2012-519238

[0019] Literatura de Patente 9: Publicação de Pedido de Patente no JP 2012-26030

LITERATURA DE NÃO PATENTE

[0020] Literatura de Não Patente 1: TSUCHIYAMA Toshihiro, “Physical Meaning of Tempering Parameter and Its Application to Continuous Heating or Cooling Heat Treatment Process”, Journal of The Japan Society for Heat Treatment, vol. 42, No 3, Pág. 165 (2002).

[0021] No entanto, mesmo no caso de aplicação das técnicas reveladas nas Literaturas de Patente 1 a 9 acima, no caso de tubos de aço para poço de óleo que têm um limite de escoamento de 115 ksi (793 MPa) ou mais, em alguns casos, uma resistência à SSC excelente não pode ser obtida estavelmente.

SUMÁRIO DA INVENÇÃO

[0022] Um objetivo da presente invenção é fornecer um tubo de aço de baixa liga para poço de óleo que tenha uma classificação de limite de escoamento de 793 MPa ou mais (115 ksi ou mais) e uma resistência à SSC excelente.

[0023] O tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a presente invenção, inclui uma composição química que consiste, em: em % em massa, C: 0,25 a 0,35%; Si: 0,05 a 0,50%, Mn: 0,10 a 1,50%; Cr: 0,40 a 1,50%, Mo: 0,40 a 2,00%; V: 0,05 a 0,25%; Nb: 0,010 a 0,040%; Ti: 0,002 a 0,050%; sol. Al: 0,005 a 0,10%; N: 0,007% ou menos; B: 0,0001 a 0,0035%; e Ca: 0 a 0,005%; e um saldo sendo Fe e impurezas, em que as impurezas incluem: P: 0,020% ou menos; S: 0,010% ou menos; O: 0,006% ou menos; Ni: 0,10% ou menos; e Cu: 0,10% ou menos. Em uma microestrutura, um número de partículas de cementita, cada uma das quais tem um diâmetro de círculo equivalente de 200 nm ou mais, é 100 partículas/100 μm2 ou mais. O tubo de aço de baixa liga para poço de óleo acima tem um limite de escoamento de 793 MPa ou mais.

[0024] A composição química acima pode conter Ca: 0,0005 a 0,005%.

[0025] O tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a presente invenção, tem uma classificação de limite de escoamento de 793 MPa ou mais (115 ksi ou mais) e uma resistência à SSC excelente.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

[0026] A Figura 1 é um diagrama para mostrar a relação entre limite de escoamento YS e K1SSC.

DESCRIÇÃO DA MODALIDADE

[0027] Doravante, uma modalidade da presente invenção será descrita em detalhes.

[0028] Os presentes inventores estudaram sobre uma resistência à SSC de um tubo de aço de baixa liga para poço de óleo. Como um resultado, os presentes inventores constataram as descobertas a seguir.

[0029] Caso um tubo de aço seja submetido a revenimento a uma baixa temperatura, uma grande quantidade de cementita fina é precipitada. A cementita precipitada tem uma morfologia plana. Essa cementita fina inicia a ocorrência de SSC. Ademais, se a temperatura de revenimento for baixa, a densidade de deslocamento não é diminuída. O hidrogênio que tiver penetrado no aço não fica apenas preso em uma interface entre uma cementita fina que tem uma morfologia plana e uma fase principal, mas também preso em deslocamento. É provável que a SSC seja provocada devido ao hidrogênio preso na interface entre a cementita fina e a fase principal e no deslocamento. Consequentemente, se uma grande quantidade de cementita fina é formada, e a densidade de deslocamento é alta, a resistência à SSC se torna deteriorada.

[0030] Portanto, Mo e V, que são elementos de liga para aumentar uma resistência ao amolecimento do revenimento, são contidos no tubo de aço, e esse tubo de aço é submetido a revenimento a uma temperatura alta. Nesse caso, a densidade de deslocamento se torna diminuída. Consequentemente, a resistência à SSC se torna aumentada. Além disso, no caso de realizar revenimento em uma temperatura alta, cementita cresce e se torna cementita grossa. A cementita fina é plana, conforme mencionado acima, e é provável que a SSC seja induzida em sua superfície. Por outro lado, a cementita grossa cresce e se torna uma forma esférica de modo que sua área de superfície específica se torna reduzida. Consequentemente, comparada à cementita fina, é improvável que a cementita grossa inicie a ocorrência de SSC. Consequentemente, em vez de cementita fina, é formada cementita grossa aumentando, desse modo, a resistência à SSC.

[0031] No entanto, a cementita aumenta a resistibilidade de um tubo de aço através de fortalecimento de precipitação. Conforme mencionado acima, caso o revenimento seja realizado a uma temperatura alta, é formada cementita grossa, mas apenas uma pequena quantidade de cementita grossa é formada. Nesse caso, embora uma resistência à SSC excelente possa ser alcançada, é difícil alcançar um limite de escoamento de 793 MPa ou mais.

[0032] Na presente invenção, a mesma é configurada para aumentar o número de partículas de cementita grossas, cada uma das quais tem um diâmetro de círculo equivalente de 200 nm ou mais, obtendo, desse modo, um tubo de aço para poço de óleo que tem uma resistibilidade alta de 793 MPa ou mais e uma resistência à SSC excelente. A cementita grossa, cuja partícula tem um diâmetro de círculo equivalente de 200 nm ou mais, é denominada como “cementita grossa”, doravante.

[0033] A fim de alcançar o tubo de aço para poço de óleo descrito acima, no revenimento, revenimento à baixa temperatura em 600 a 650 °C é realizado, e, depois disso, revenimento à alta temperatura em 670 a 720 °C é realizado. Nesse caso, um número grande de partículas de cementita finas são formadas no revenimento à baixa temperatura. As partículas de cementita finas servem como núcleos de partículas de cementita grossas. Precipitando-se um número grande de partículas de cementita finas no revenimento à baixa temperatura, um número grande de partículas de cementita finas cresce no revenimento à alta temperatura e, consequentemente, um número grande de partículas de cementita grossas são formadas. Consequentemente, a densidade numérica de cementita grossa se torna aumentada. Consequentemente, é possível alcançar um tubo de aço para poço de óleo que tem uma resistibilidade alta de 793 MPa ou mais bem como uma resistência à SSC excelente.

[0034] Um tubo de aço de baixa liga para poço de óleo de acordo com a presente invenção que foi alcançado com base nas descobertas acima inclui uma composição química que consiste em: em % em massa, C: 0,25 a 0,35%; Si: 0,05 a 0,50%, Mn: 0,10 a 1,50%; Cr: 0,40 a 1,50%, Mo: 0,40 a 2,00%; V: 0,05 a 0,25%; Nb: 0,010 a 0,040%; Ti: 0,002 a 0,050%; sol. Al: 0,005 a 0,10%; N: 0,007% ou menos; B: 0,0001 a 0,0035%; e Ca: 0 a 0,005%; e um saldo sendo Fe e impurezas, em que as impurezas incluem: P: 0,020% ou menos; S: 0,010% ou menos; O: 0,006% ou menos; Ni: 0,10% ou menos; e Cu: 0,10% ou menos. Em uma microestrutura, um número de partículas de cementita, cada uma das quais tem um diâmetro de círculo equivalente de 200 nm ou mais, é 100 partículas/100 μm2 ou mais. O tubo de aço de baixa liga para poço de óleo acima tem um limite de escoamento de 793 MPa ou mais.

[0035] O tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a presente invenção, será descrito em detalhes, doravante.

COMPOSIÇÃO QUÍMICA

[0036] A composição química do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a presente invenção, contém os elementos a seguir.

[0037] C: 0,25 a 0,35%

[0038] O teor de C no tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a presente invenção, é um pouco mais alto. O C refina uma submicroestrutura de martensita, e aumenta a resistibilidade do aço. O C também forma carboneto para aumentar a resistibilidade do aço. Por exemplo, o carboneto pode ser cementita e carboneto de liga (carboneto de Mo, carboneto de V, carboneto de Nb, carboneto de Ti e similares). Caso o teor de C seja alto, a esferoidização do carboneto é encorajada adicionalmente, e é provável que um número grande de partículas de cementita grossas sejam formadas através do tratamento térmico a ser descrito abaixo permitindo, desse modo, alcançar tanto resistibilidade como resistência à SSC. Caso o teor de C seja de menos do que 0,25%, aqueles efeitos serão insuficientes. Por outro lado, caso o teor de C se torne maior do que 0,35%, a suscetibilidade à fratura por têmpera aumenta, de modo que o risco de ocorrência de fratura por têmpera aumenta em tratamento de têmpera normal. Consequentemente, o teor de C é 0,25 a 0,35%. Um limite inferior preferencial do teor de C é 0,26%. Um limite superior preferencial do teor de C é 0,32%, e, mais preferencialmente, 0,30%.

[0039] Si: de 0,05% a 0,50%.

[0040] O Silício (Si) desoxida o aço. Um teor de Si excessivamente baixo não pode alcançar esse efeito. Por outro lado, um teor de Si excessivamente alto pode deteriorar a resistência à SSC. Consequentemente, o teor de N é 0,05% a 0,50%. Um limite inferior preferencial do teor de Si é 0,10%, e, mais preferencialmente, 0,17%. Um limite superior preferencial do teor de Si é 0,40%, e, mais preferencialmente, 0,35%.

[0041] Mn: 0,10 a 1,50%

[0042] O Manganês (Mn) desoxida o aço. Um teor de Mn excessivamente baixo não pode alcançar esse efeito. Por outro lado, um teor de Mn excessivamente alto provoca segregação em bordas de grão juntamente com elementos de impureza, tais como fósforo (P) e enxofre (S). Nesse caso, a resistência à SSC do aço se torna deteriorada. Consequentemente, o teor de Mn é 0,10 a 1,50%. Um limite inferior preferencial do teor de Mn é 0,20%, e, mais preferencialmente, 0,25%. Um limite superior preferencial do teor de Mn é 1,00%, e, mais preferencialmente, 0,75%.

[0043] Cr: 0,40 a 1,50%

[0044] O Cromo (Cr) aumenta a temperabilidade do aço, e aumenta a resistibilidade do aço. Um teor de Cr excessivamente baixo não pode alcançar o efeito acima. Por outro lado, um teor de Cr excessivamente alto pode deteriorar a tenacidade e a resistência à SSC do aço. Consequentemente, o teor de Cr é 0,40 a 1,50%. Um limite inferior preferencial do teor de Cr é 0,43%, e, mais preferencialmente, 0,48%. Um limite superior preferencial do teor de Cr é 1,20%, e, mais preferencialmente, 1,10%.

[0045] Mo: 0,40 a 2,00%

[0046] O Molibdênio (Mo) forma carboneto, e aumenta a resistência ao amolecimento do revenimento do aço. Como resultado, o Mo contribui para o aumento da resistência à SSC pelo revenimento à alta temperatura. Um teor de Mo excessivamente baixo não pode alcançar esse efeito. Por outro lado, um teor de Mo excessivamente alto pode saturar o efeito acima. Consequentemente, o teor de Mo é 0,40 a 2,00%. Um limite inferior preferencial do teor de Mo é 0,50%, e, mais preferencialmente, 0.65%. Um limite superior preferencial do teor de Mo é 1,50%, e, mais preferencialmente, 0.90%.

[0047] V: 0,05 a 0,25%

[0048] O Vanádio (V) forma carboneto, e aumenta a resistência ao amolecimento do revenimento do aço, de maneira similar ao Mo. Como resultado, o V contribui para o aumento da resistência à SSC pelo revenimento à alta temperatura. Um teor de V excessivamente baixo não pode alcançar o efeito acima. Por outro lado, um teor de V excessivamente alto pode deteriorar a tenacidade do aço. Consequentemente, o teor de V é 0,05 a 0,25%. Um limite inferior preferencial do teor de V é 0,07%. Um limite superior preferencial do teor de V é 0,15%, e, mais preferencialmente, 0,12%.

[0049] Nb: 0,010 a 0,040%

[0050] O Nióbio (Nb) forma carboneto, nitreto ou carbonitreto em combinação com C ou N. Esses precipitados (carboneto, nitreto e carbonitreto) refinam uma submicroestrutura do aço pelo efeito de fixação, e aumentam a resistência à SSC do aço. Um teor de Nb excessivamente baixo não pode alcançar esse efeito. Por outro lado, um teor de Nb excessivamente alto forma precipitados em excesso, e desestabiliza a resistência à SSC do aço. Consequentemente, o teor de Nb é 0,010 a 0,040%. Um limite inferior preferencial do teor de Nb é 0,012%, e, mais preferencialmente, 0,015%. Um limite superior preferencial do teor de Nb é 0,035%, e, mais preferencialmente, 0,030%.

[0051] Ti: 0,002 a 0,050%

[0052] O Titânio (Ti) é um elemento eficaz para impedir fratura de fundição. O Ti forma nitreto contribuindo, desse modo, para impedir o engrossamento de grãos de cristal. Por esse motivo, pelo menos 0,002% de Ti é contido na presente modalidade. Por outro lado, caso o teor de Ti se torne maior do que 0,050%, o mesmo forma nitreto de tamanho grande, o que desestabiliza a resistência à SSC do aço. Consequentemente, o teor de Ti é 0,002 a 0,050%. Um limite inferior preferencial do teor de Ti é 0,004%, e um limite superior preferencial do teor de Ti é 0,035%, mais preferencialmente, 0,020%, e, ainda mais preferencialmente, 0,015%.

[0053] sol. Al: 0,005 a 0,10%

[0054] O Alumínio (Al) desoxida o aço. Um teor de Al excessivamente baixo não pode alcançar esse efeito, e deteriora a resistência à SSC do aço. Por outro lado, um teor de Al excessivamente alto resulta em aumento de inclusões, o que deteriora a resistência à SSC do aço. Consequentemente, o teor de Al é 0,005 a 0,10%. Um limite inferior preferencial do teor de Al é 0,01%, e, mais preferencialmente, 0,02%. Um limite superior preferencial do teor de Al é 0,07%, e, mais preferencialmente, 0,06%. O teor de “Al” denominado no presente relatório descritivo denota o teor de “Al solúvel em ácido”, isto é, “sol. Al”.

[0055] N: 0,007% ou menos

[0056] O nitrogênio (N) é contido inevitavelmente. O N combina com Ti para formar TiN fino refinando, desse modo, os grãos de cristal. Por outro lado, caso o teor de N seja excessivamente alto, nitreto grosso é formado deteriorando, desse modo, a resistência à SSC do aço. Consequentemente, o teor de N é 0,007% ou menos. Um preferencial teor de N é 0,005% ou menos, e, mais preferencialmente, 0,0045% ou menos. Do ponto de vista de formação de TiN fino para, desse modo, refinar os grãos de cristal, um limite inferior preferencial do teor de N é 0,002%.

[0057] B: 0,0001 a 0,0035%

[0058] O Boro (B) aumenta a temperabilidade do aço. Quando B é contido em 0,0001% (1 ppm) ou mais, o efeito mencionado acima é alcançado. Por outro lado, o B tende a formar M23(CB)6 nas bordas de grão, e caso o B teor se torne maior do que 0,0035%, a resistência à SSC do aço deteriora. Consequentemente, o teor de B é 0,0001 a 0,0035%. Um limite inferior preferencial do teor de B é 0,0003% (3 ppm), e, mais preferencialmente, 0,0005% (5 ppm). O teor de N é, preferencialmente, 0,0030% ou menos e, mais preferencialmente, 0,0025% ou menos. Nota-se que, para utilizar os efeitos de B, é preferencial diminuir o teor de N ou imobilizar N com Ti de modo que possa existir B que não combine com N.

[0059] Ca: 0 a 0,005%

[0060] O Cálcio (Ca) é um elemento opcional, e pode não ser contido. Caso contido, o Ca forma sulfeto em combinação com S no aço, e melhora a morfologia de inclusões. Nesse caso, a tenacidade do aço se torna aumentada. No entanto, um teor de Ca excessivamente alto aumenta as inclusões, o que deteriora a resistência à SSC do aço. Consequentemente, o teor de Ca é 0 a 0,005%. Um limite inferior preferencial do teor de Ca é 0,0005%, e, mais preferencialmente, 0,001%. Um limite superior preferencial do teor de Ca é 0,003%, em mais preferencialmente, 0,002%.

[0061] O saldo da composição química do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a presente invenção, inclui Fe e impurezas. As impurezas denominadas no presente documento denotam elementos que vêm de minérios e sucatas para uso como materiais de base do aço, ou ambientes de processos de fabricação e outros. Na presente invenção, cada teor de P, S, O, Ni e Cu nas impurezas é especificado como a seguir.

[0062] P: 0,020% ou menos

[0063] O fósforo (P) é uma impureza. O P segrega em bordas de grão, e deteriora a resistência à SSC do aço. Consequentemente, o teor de P é 0,020% ou menos. Um teor de P preferencial é 0,015% ou menos, e, mais preferencialmente, 0,010% ou menos. O teor de P é, preferencialmente, tão baixo quanto possível.

[0064] S: 0,010% ou menos

[0065] O enxofre (S) é uma impureza. O S segrega em bordas de grão, e deteriora a resistência à SSC do aço. Consequentemente, o teor de S é 0,010% ou menos. Um teor de S preferencial é 0,005% ou menos, e, mais preferencialmente, 0,002% ou menos. O teor de S é, preferencialmente, tão baixo quanto possível.

[0066] O: 0,006% ou menos

[0067] O oxigênio (O) é uma impureza. O O forma óxido grosso, e deteriora uma resistência à corrosão do aço. Consequentemente, o teor do é 0,006% ou menos. Um teor do preferencial é 0,004% ou menos, e, mais preferencialmente, 0,0015% ou menos. O teor do é, preferencialmente, tão baixo quanto possível.

[0068] Ni: 0,10% ou menos

[0069] O níquel (Ni) é uma impureza. O Ni deteriora a resistência à SSC do aço. Caso o teor de Ni seja maior do que 0,10%, a resistência à SSC se torna significativamente deteriorada. Consequentemente, o teor de Ni como um elemento de impureza é 0,10% ou menos. O teor de N é, preferencialmente, 0,05% ou menos e, mais preferencialmente, 0,03% ou menos.

[0070] Cu: 0,10% ou menos

[0071] O cobre (Cu) é uma impureza. O cobre fragiliza o aço, e deteriora a resistência à SSC do aço. Consequentemente, o teor de Cu é 0,10% ou menos. O teor de N é, preferencialmente, 0,05% ou menos e, mais preferencialmente, 0,03% ou menos. MICROESTRUTURA

[0072] A microestrutura do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo que tem a composição química mencionado acima é formada de martensita revenida e austenita retida de 0 a menos do que 2% em termos de uma fração em volume.

[0073] A microestrutura do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a presente invenção, é substancialmente uma microestrutura de martensita revenida. Consequentemente, o limite de escoamento do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo é alto. Especificamente, o limite de escoamento do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo da presente invenção é 793 MPa ou mais (classificação de 793 MPa (115 ksi) ou mais). O limite de escoamento denominado no presente relatório descritivo é definido pelo método de alongamento total de 0,7%.

[0074] No tubo de aço de baixa liga para poço de óleo mencionado acima, a austenita retida ainda permanece após a têmpera em alguns casos. A austenita retida provoca variação na resistibilidade. Consequentemente, a razão de volume (%) da austenita retida é de menos do que 2% na presente invenção. A razão de volume da austenita retida é, preferencialmente, tão pequena quanto possível. Consequentemente, é preferencial que, na microestrutura do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo mencionada acima, a razão de volume da austenita retida seja 0% (isto é, microestrutura formada de martensita revenida). Caso a temperatura de parada de resfriamento no processo de têmpera seja suficientemente baixa, preferencialmente, 50 °C ou menos, a razão de volume (%) da austenita retida é diminuído menos do que 2%.

[0075] A razão de volume da austenita retida é encontrada com o uso de análise de difração de raios-X pelo processo a seguir. As amostras que incluem porções centrais de espessura de parede de tubos de aço de baixa liga para poço de óleo produzidos são coletadas. Uma superfície de cada amostra coletada é submetida a polimento químico. A análise de difração de raios-X é realizada em cada superfície polida quimicamente com o uso de um raio CoKα como um raio-X incidente. Especificamente, com o uso de cada amostra, as respectivas intensidades integradas de superfície de um plano (200) e de um plano (211) em uma fase de ferrita (fase α), e as respectivas intensidades integradas de superfície de um plano (200), um plano (220) e um plano (311) na fase de austenita retida (fase y) são respectivamente encontrados. Subsequentemente, a razão de volume Vy(%) é calculada com o uso da Fórmula (1) para cada combinação entre cada plano na fase α e cada plano na fase y (6 conjuntos no total). Um valor médio das razões de volume Vy(%) dos 6 conjuntos é definido como a razão de volume (%) da austenita retida. Vy = 100/(1 + (Iα X Ry)/(Iy x Rα)) (1)

[0076] em que “Iα“ e “Iy“ são respectivas intensidades integradas da fase α e da fase y. “Rα“ e “Ry“ são respectivos fatores de escala da fase α e da fase y, e esses valores são obtidos através de um cálculo lógico cristalográfico com base nos tipos das substâncias e nas direções do plano.

[0077] A microestrutura mencionada acima pode ser obtida realizando-se o método de produção a seguir. NO DE TAMANHO DE GRÃO DE AUSTENITA INICIAL

[0078] Na presente invenção, é preferencial que o No de tamanho de grão com base em ASTM E112 de grãos de austenita inicial (também denominados como grãos de y inicial, doravante) na microestrutura mencionada acima seja 9,0 ou mais. Caso o No de tamanho de grão seja 9,0 ou mais, é possível alcançar uma resistência à SSC excelente mesmo se o limite de escoamento for 793 MPa ou mais. Um No de tamanho de grão preferencial dos grãos de y inicial (também denominado como No de tamanho de grão de y inicial, doravante) é 9,5 ou mais.

[0079] O No de tamanho de grão de y inicial pode ser medido com o uso de um material de aço após ser arrefecido bruscamente e antes de ser revenido (assim chamado material como arrefecido bruscamente), ou com o uso de um material de aço revenido (denominado como um material revenido). O tamanho dos grãos de y inicial não é mudado no revenimento. Consequentemente, o tamanho dos grãos de y inicial permanece o mesmo com o uso de qualquer um dentre um material como arrefecido bruscamente e um material revenido. Caso o aço que inclui a composição química mencionada acima seja usado, o No de tamanho de grão de y inicial se torna 9,0 ou mais através da têmpera bem conhecido descrito posteriormente. NÚMERO DE PARTÍCULAS DE CEMENTITA GROSSAS

[0080] Na presente invenção, adicionalmente, na subestrutura mencionada acima, o número de partículas de cementita grossas CN, cada uma das quais tem um diâmetro de círculo equivalente de 200 nm ou mais, é 100 partículas/100 μm2 ou mais.

[0081] A cementita aumenta o limite de escoamento do tubo de aço. Consequentemente, se o número de partículas de cementita for excessivamente pequeno, o limite de escoamento do tubo de aço diminui. Por outro lado, se a cementita for fina, a cementita tem uma morfologia semelhante à agulha. Nesse caso, é mais provável que a cementita seja uma iniciadora da ocorrência da SSC, que resulta em deterioração de resistência à SSC.

[0082] Caso a cementita fina seja crescida para ser engrossada através da seleção apropriada de uma composição de aço e uma condição de tratamento térmico, o número de cementita fina se torna diminuído. Como resultado, a resistência à SSC se torna melhorada.

[0083] É difícil medir diretamente o número de partículas de cementita finas. Por esse motivo, isso é substituído por medição do número de partículas de cementita grossas. A quantidade total de cementita é determinada pelo teor de carbono no aço. Consequentemente, caso o número de partículas de cementita grossas seja maior, o número de partículas de cementita finas se torna menor. Caso o número de partículas de cementita grossas CN seja 100 partículas/100 μm2, é possível alcançar uma resistência à SSC excelente, mesmo se o tubo de aço tiver um limite de escoamento de 793 MPa ou mais. O número de partículas de cementita grossas CN é medido pelo método a seguir.

[0084] São coletadas amostras que incluem porções centrais de espessura de parede de tubos de aço. Uma superfície equivalente a uma superfície de corte transversal (superfície de corte vertical a uma direção axial do tubo de aço) de uma superfície de cada amostra, de cada tubo de aço (denominada como uma superfície de observação, doravante) é polida. Cada superfície de observação após ser polida é gravada com o uso de um reagente de gravação nital.

[0085] Com o uso de um microscópio de varredura de elétrons, quaisquer 10 campos visuais em cada superfície de observação gravada são observados. Cada campo visual tem uma área de 10 μm x 10 μm. Em cada campo visual, cada área de múltiplas partículas de cementita é encontrada. A área de cada partícula de cementita pode ser encontrada com o uso de software de processamento de imagem (nome comercial: Image J1,47v), por exemplo. Um diâmetro de um círculo que tem a mesma área que aquela da área obtida é definido como um diâmetro de círculo equivalente da partícula de cementita de interesse.

[0086] Em cada campo visual, as partículas de cementita, cada uma das quais tem um diâmetro de círculo equivalente de 200 nm ou mais (isto é, partículas de cementita grossas), são identificadas. Um número total de partículas de cementita grossas TN em todos os 10 campos visuais é encontrado. Com o uso do número total TN, o número de partículas de cementita grossas CN é encontrado com base na Fórmula (2). CN = TN/Área total de 10 campos visuais x 100 (2)

[0087] Com a composição química acima, e um número de partículas de cementita grossas CN de 100 partículas/100 μm2 ou mais, um tubo de aço de baixa liga para poço de óleo tem um limite de escoamento de 793 MPa e mais, e uma resistência à SSC excelente.

[0088] Um limite inferior preferencial do número de partículas de cementita grossas CN é 120 partículas/100 μm2. Embora o limite superior do número de partículas de cementita grossas CN não seja particularmente limitado, no caso da composição química mencionada acima, um limite superior preferencial do número de partículas de cementita grossas CN é 250 partículas/100 μm2.

MÉTODO DE PRODUÇÃO

[0089] Um exemplo de um método de produção do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a presente invenção, será explicado. Nesse exemplo, o método de produção de um tubo de aço sem costura (tubo de aço de baixa liga para poço de óleo) será descrito. O método de produção do tubo de aço sem costura inclui um processo de confecção de tubo, um processo de têmpera e um processo de revenimento. PROCESSO DE CONFECÇÃO DE TUBO

[0090] O aço que inclui a composição química mencionada acima é derretido e fundido com o uso de um método bem conhecido. Subsequentemente, o aço derretido é formado em um material moldado contínuo através de um processo de moldagem contínuo, por exemplo. O material moldado contínuo é chapas, semiacabados ou tarugos, por exemplo. Alternativamente, o aço derretido pode ser formado em lingotes através de um processo de confecção de lingote.

[0091] As chapas, semiacabados ou lingotes são submetidos a trabalho a quente para formarem tarugos. Os tarugos podem ser formados por laminação a quente ou forjamento a quente do aço.

[0092] Os tarugos são trabalhados a quente para formar carcaças ocas. Primeiro, os tarugos são aquecidos em um forno de aquecimento. Os tarugos extraídos do forno de aquecimento são submetidos a trabalho a quente para formar carcaças ocas (tubos de aço sem costura). Por exemplo, o processo Mannesmann é realizado como o trabalho a quente de modo a produzir as carcaças ocas. Nesse caso, tarugos redondos são submetidos à laminação perfurante por uma laminadora perfurante.

[0093] Os tarugos redondos submetidos à laminação perfurante são adicionalmente laminados a quente por um laminador de mandril, um redutor, um laminador de dimensionamento ou similares para formar as carcaças ocas. As carcaças ocas podem ser produzidas a partir de tarugos com outros métodos de trabalho a quente. PROCESSO DE TÊMPERA

[0094] As carcaças ocas após o trabalho a quente são submetidas a têmpera e revenimento. Uma temperatura de têmpera na têmpera é o ponto de Ac3 ou mais. Um limite superior preferencial da temperatura de têmpera é 930 °C.

[0095] Na presente invenção, o No de tamanho de grão de y inicial de um tubo de aço é 9,0 ou mais. A fim de atingir esse tamanho de grão, é preferencial que pelo menos uma transformação de uma fase de BCC (Cúbica Centralizada no Corpo) para uma fase de FCC (Cúbica Centralizada na Face) seja realizada, e é preferencial realizar a têmpera fora de linha. É difícil para atingir grãos finos de um No de tamanho de grão de y inicial de 9,0 ou mais por têmpera direta ou têmpera em linha (têmpera após imersão em ponto de Ar3 ou mais sem queda de temperatura significativa após confecção do tubo a quente).

[0096] Para alcançar grãos finos de um No de tamanho de grão de y inicial de 9,0 ou mais, é preferencial realizar normalização (normalização como um tratamento térmico intermediário) aquecendo-se o tubo de aço para o ponto de Ac3 ou mais antes de realizar a têmpera fora de linha. Além disso, em vez de normalização, têmpera fora de linha (têmpera como um tratamento térmico intermediário) pode ser realizada.

[0097] Além disso, em vez da normalização e têmpera, mencionados acima como tratamentos térmicos intermediários, tratamento térmico em uma temperatura em uma faixa de duas fases a partir de mais do que o ponto de Ac1 para menos do que o ponto Ac3 (um tratamento térmico de faixa de duas fases como um tratamento térmico intermediário) pode ser realizado. Ademais, nesse caso, é notável o efeito no refinamento dos grãos de y inicial.

[0098] É possível refinar os grãos de y inicial das carcaças ocas, que foram arrefecidos bruscamente uma vez por uma têmpera direto ou uma têmpera em linha, realizando-se adicionalmente a têmpera fora de linha. Nesse caso, submetendo-se a carcaça oca, que foi submetida a uma têmpera direta ou uma têmpera em linha, a um tratamento térmico a uma temperatura de 500 °C a 580 °C por cerca de 10 a 30 minutos, é possível diminuir fratura sazonal e fratura por impacto, que podem ocorrer durante o armazenamento antes da têmpera fora de linha ou durante transporte.

[0099] A têmpera é realizada por um resfriamento rápido de uma temperatura do ponto de Ac3 ou mais para a temperatura de início de transformação de martensita. O resfriamento rápido inclui, por exemplo, resfriamento à água, têmpera por pulverização de névoa, etc.

[00100] O No de tamanho de grão de y inicial da carcaça oca após a etapa de têmpera mencionada acima se torna 9,0 ou mais. Note-se que, o tamanho dos grãos de grãos de y inicial não é mudado mesmo após o revenimento a ser descrito posteriormente. PROCESSO DE REVENIMENTO

[00101] A etapa de revenimento inclui um processo de revenimento à baixa temperatura e um processo de revenimento à alta temperatura. PROCESSO DE REVENIMENTO À BAIXA TEMPERATURA

[00102] Primeiro, o processo de revenimento à baixa temperatura é realizado. A temperatura de revenimento TL no processo de revenimento à baixa temperatura é 600 a 650 °C. Um parâmetro de Larson- Miller LMPL no processo de revenimento à baixa temperatura é 17.500 a 18.750.

[00103] Quando a temperatura de revenimento é constante, o parâmetro de Larson-Miller é definido pela Fórmula (3) a seguir. LMP = (T + 273) x (20 + log(t)) (3)

[00104] Na Fórmula (3), T denota uma temperatura de revenimento (°C), e t denota um tempo (h).

[00105] Quando a temperatura de revenimento não é constante, em outras palavras, o processo de revenimento inclui um processo de aquecimento em que a temperatura aumenta e um processo de imersão em que a temperatura é constante, o parâmetro de Larson-Miller que leva em conta o processo de aquecimento pode ser encontrado calculando-se o mesmo como um parâmetro de revenimento integrado de acordo com Literatura de Não Patente 1 (TSUCHIYAMA, Toshihiro. 2002. “Physical Meaning of Tempering Parameter and Its Application for Continuous Heating or Cooling Heat Treatment Process”, “Heat Treatment” Vol. 42, No. 3, págs.163 a 166 (2002)).

[00106] No método de calcular o parâmetro de revenimento integrado mencionado acima, um tempo a partir do início do aquecimento até o fim do aquecimento é dividido por microtempos Δt do número total N. No presente documento, uma temperatura média na (n-1)-ésima seção é definida como Tn-i(°C) e uma temperatura média na n-ésima seção é definida como Tn(°C). Um LMP (1) que corresponde ao primeiro microtempo (a seção quando n = 1) pode ser obtido pela Fórmula a seguir. LMP (1) = (Ti + 273) x (20 + log(Δt))

[00107] O LMP (1) pode ser descrito como um valor equivalente a um LMP calculado com base em uma temperatura T2 e um tempo de aquecimento t2 pela Fórmula a seguir. (T1 + 273) x (20 + log(Δt)) = (T2 + 273) x (20 + log(t2))

[00108] O tempo t2 é um tempo exigido (um tempo equivalente) para obter um LMP a temperatura T2 equivalente para um valor integrado de LMP calculado com base em um aquecimento em uma seção antes da segunda seção (isto é, a primeira seção). O tempo de aquecimento na segunda seção (temperatura T2) é um tempo obtido adicionando-se um tempo de aquecimento real Δt ao tempo t2. Consequentemente, um LMP (2) que é um valor integrado de LMP quando o aquecimento da segunda seção é concluído pode ser obtido pela Fórmula a seguir. LMP (2) = (T2 + 273) x (20 + log (t2 + Δt))

[00109] generalizando-se essa fórmula, a fórmula a seguir pode ser obtida. LMP (n) = (Tn + 273) x (20 + log (tn + Δt)) (4)

[00110] O LMP (n) é o valor integrado de LMP quando o aquecimento da n-ésima seção é concluído. O tempo tn é um tempo equivalente para obter um LMP equivalente a um valor integrado e LMP quando o aquecimento da (n-1)-ésima seção é concluído, a temperatura Tn. O tempo tn pode ser obtido pela Fórmula (5). log(tn) = ((Tn-1 + 273) / (Tn + 273)) x (20 + log(tn-i)) - 20 (5)

[00111] Como descrito até aqui, quando o processo de aquecimento precisa ser levado em conta, a Fórmula (4), em vez da Fórmula (3), é aplicada.

[00112] No processo de revenimento à baixa temperatura, como descrito acima, uma grande quantidade de C (carbono) dissolvido de forma supersaturada na martensita é precipitada como cementita. A cementita precipitada nesse estágio é cementita fina, e serve como um núcleo de cementita grossa. Uma temperatura excessivamente baixa do revenimento à baixa temperatura TL ou um LMPL excessivamente baixo resulta em uma pequena quantidade de cementita precipitada. Por outro lado, uma temperatura excessivamente alta do revenimento à baixa temperatura TL ou um LMPL excessivamente alto provoca crescimento de cementita grossa, mas resulta em uma pequena quantidade de cementita precipitada.

[00113] Caso a temperatura do revenimento à baixa temperatura TL seja 600 a 650 °C, e o LMPL seja 17.500 a 18.750, uma grande quantidade de cementita fina que serve como um núcleo de cementita grossa é precipitada no processo de revenimento à baixa temperatura. PROCESSO DE REVENIMENTO À ALTA TEMPERATURA

[00114] O processo de revenimento à alta temperatura é realizado após o processo de revenimento à baixa temperatura. No processo de revenimento à alta temperatura, a cementita fina precipitada no processo de revenimento à baixa temperatura é engrossado para, desse modo, formar cementita grossa. Consequentemente, é possível impedir que a cementita se torne um iniciador de SSC, bem como aumentar a resistibilidade do aço com a cementita grossa.

[00115] No processo de revenimento à alta temperatura, a densidade de deslocamento no aço é reduzida. O hidrogênio tendo penetrado no aço é preso no deslocamento, e se torna um iniciador de SSC. Consequentemente, se a densidade de deslocamento for mais alta, a resistência à SSC se torna aumentada. A densidade de deslocamento no aço se torna reduzida realizando-se o processo de revenimento à alta temperatura. Consequentemente, a resistência à SSC se torna melhorada.

[00116] Com o propósito de alcançar o efeito acima, a temperatura de revenimento TH no processo de revenimento à alta temperatura é 670 a 720 °C, e o parâmetro de Larson-Miller LMPH definido pela Fórmula (3) e Fórmula (4) é 1,85x104 a 2,05x104

[00117] Caso a temperatura de revenimento TH seja excessivamente baixa, ou o LMPH seja excessivamente baixo, a cementita não é engrossada, e o número das partículas de cementita grossas CN se torna menor do que 100 partículas/100 μm2. Além disso, a densidade de deslocamento não é reduzida suficientemente. Consequentemente, a resistência à SSC é baixa.

[00118] Por outro lado, caso a temperatura de revenimento TH seja excessivamente alta, ou o LMPH seja excessivamente alto, a densidade de deslocamento é reduzida excessivamente. Nesse caso, o limite de escoamento do tubo de aço que inclui a composição química mencionada acima se torna menor do que 793 MPa.

[00119] No processo de revenimento da presente invenção, o revenimento de dois estágios que inclui o processo de revenimento à baixa temperatura e o processo de revenimento à alta temperatura pode ser realizado, como mencionado acima. Especificamente, o tubo de aço é resfriado para uma temperatura normal após o processo de revenimento à baixa temperatura ser realizado. Subsequentemente, o processo de revenimento à alta temperatura é realizado aquecendo-se o tubo de aço que tem a temperatura normal. De forma alternativa, imediatamente após o processo de revenimento à baixa temperatura ser realizado, o processo de revenimento à alta temperatura pode ser realizado aquecendo-se o tubo de aço até a temperatura do revenimento à alta temperatura TH sem resfriar o tubo de aço.

[00120] Alternativamente, o processo de revenimento à baixa temperatura e o processo de revenimento à alta temperatura podem ser realizados continuamente de uma maneira tal que a temperatura do tubo de aço seja trazida para uma faixa de temperatura alta a uma taxa de aquecimento baixa de modo a aumentar o tempo de retenção em uma faixa de temperatura de 600 a 650 °C (revenimento com aumento de temperatura lento). Por exemplo, no tempo de revenimento o tubo de aço após ser arrefecido bruscamente, o tubo de aço é aquecido continuamente até 710 °C a uma taxa de aquecimento média de 3 °C/minuto ou menos em uma faixa de temperatura de 500 °C a 700 °C, e o tubo de aço é imerso a 710 °C por um tempo predeterminado (por exemplo, por 60 minutos). Nesse caso, é exigido apenas que um valor integrado do parâmetro de Larson-Miller LMPL na faixa de temperatura do revenimento à baixa temperatura TL (isto é, faixa de 600 a 650 °C) seja 1,75x104 a 1,88x104, e um valor integrado do parâmetro de Larson-Miller LMPH na faixa de temperatura do revenimento à alta temperatura TH (isto é, faixa de 670 a 720 °C) seja 1,85x104 a 2,05x104. Em outras palavras, no processo de revenimento, desde que o LMPL na faixa de temperatura do revenimento à baixa temperatura TL satisfaça a condição acima, e o LMPH na faixa de temperatura do revenimento à alta temperatura TH satisfaça a condição acima, o método de revenimento não é limitado a uma modalidade específica.

[00121] Através do método de produção acima, o tubo de aço sem costura baixa liga, de acordo com a presente invenção, é produzido. A microestrutura do tubo de aço sem costura produzido é formada da martensita revenida e a austenita retida de 0 a menos do que 2%. Além disso, o No de tamanho de grão de y inicial é 9,0 ou mais. Através do processo de revenimento descrito acima, o número de partículas de cementita grossas CN na microestrutura se torna 100 partículas/100 μm2 ou mais. EXEMPLO

[00122] Foram produzidos aços derretidos que têm, cada um, uma composição química conforme mostrado na Tabela 1A e na Tabela 1B. TABELA 1A

TABELA 1B TABELA 1B (CONTINUADA A PARTIR DA TABELA 1A)

[00123] Em referência a Tabela 1A e Tabela 1B, as composições químicas do Aço A e Aço B estavam dentro da faixa da presente invenção. O teor de C (carbono) do aço C era excessivamente baixo. O aço D 10 continha C (carbono) excessivamente alto e nenhum B.

[00124] Os aços derretidos acima foram usados para produzir chapas por moldagem contínua. As chapas foram semiacabadas para formar tarugos redondos em que cada um tem um diâmetro de 310 mm. Os tarugos redondos foram submetidos à laminação perfurante e trefilação para formar 15 tubos de aço sem costura cada um com um diâmetro de 244,48 mm e uma espessura de parede de 13,84 mm através do processo de mandril da Mannesmann.

[00125] Considerando o caso em que os aços A e B foram usados, a têmpera (têmpera em linha) foi realizada após a imersão a 920 °C sem abaixar a temperatura do tubo de aço para o ponto de Ar3 ou menos após a conclusão da laminação a quente. No caso em que os aços C e D foram usados, o tubo de aço foi submetido para permitir resfriamento após a confecção do tubo a quente.

[00126] Cada tubo de aço sem costura foi submetido a têmpera em que cada tubo de aço foi reaquecido para 900 °C e imerso por 15 minutos e, depois disso, foi resfriado em água. No entanto, conforme mostrado na Tabela 2, os Nos de Teste 4 a 6, e os Nos de Teste 11 a 13 foram submetidos a têmpera em que cada tubo de aço foi reaquecido para 920 °C e imerso por 15 minutos e, depois disso, foi resfriado em água. Além disso, o No de Teste 15 usou aço D. Embora, o No de Teste 15 tenha sido planejado para ser submetido a têmpera duas vezes, uma vez que a fratura por têmpera ocorreu na primeira operação de têmpera, o processo seguinte foi cancelado, excluindo-se o mesmo da avaliação.

[00127] Cada um dos tubos de aço sem costura, após ser arrefecido bruscamente, foi submetido ao revenimento conforme mostrado na Tabela 2. TABELA 2

[00128] Em referência à Tabela 2, nos Nos de Teste 3, 6, 14, e no No de Teste 16, foi realizado revenimento de dois estágios. Especificamente, em cada No de Teste, primeiro, o revenimento à baixa 5 temperatura foi realizado sob condições de revenimento (TL, tL, LMPL) conforme mostrado na Tabela 2. O Numeral de Referência tL na Tabela 2 denota um tempo de imersão (minutos) na temperatura de revenimento TL. Após o revenimento à baixa temperatura ter sido realizado, cada tubo de aço sem costura foi submetido para permitir resfriamento para ser resfriado a uma 10 temperatura ambiente (25 °C). Com o uso do tubo de aço sem costura após permitir o resfriamento, o revenimento à alta temperatura foi realizado sob condições de revenimento (TH, tH, LMPH) conforme mostrado em Tabela 2. O Numeral de Referência tH na Tabela 2 denota um tempo de imersão (minutos) na temperatura de revenimento TH. Em cada No de Teste, a taxa de 15 aquecimento no processo de aquecimento foi 8 °C/minuto, e a temperatura de cada tubo de aço sem costura foi aumentada continuamente. Levando-se em conta cada processo de aquecimento, o LMPL e o LMPH foram calculados com o uso das Fórmulas (3) e (4), como na maneira acima. No cálculo de um valor integrado do LMPL e do LMPH, Δt foi definido como 1/60 hora (1 minuto). Quanto aos Nos de Teste 3, 6, 7 a 14 e 16, TI (temperatura média da primeira seção) foi definida para uma temperatura 100 °C mais baixa do que a temperatura de revenimento de cada No de Teste Os resultados são mostrados na Tabela 2.

[00129] Por outro lado, o revenimento foi realizado após: cada tubo de aço ter sido aquecido continuamente a uma taxa de aquecimento de 2 °C/min até a temperatura alcançar 700 °C nos Nos de Teste 1 e 4; cada tubo de aço foi aquecido continuamente a uma taxa de aquecimento de 3 °C/min até a temperatura de revenimento alcançar 680 °C nos Nos de Teste 2 e 5; e cada tubo de aço foi imerso a 700 °C por 60 minutos nos Nos de Teste 1 e 4, e cada tubo de aço foi imerso a 680 °C por 155 minutos nos Nos de Teste 2 e 5. Isto é, nos Nos de Teste 1,2, 4, e 5, foi realizado o revenimento a uma taxa de aquecimento baixa. No revenimento em uma taxa de aquecimento baixa, o LMPL (calculado pela Fórmula (4)) em uma faixa de temperatura de revenimento de 600 a 650 °C foi conforme mostrado na Tabela 2. Além disso, o LMPH total do LMP (calculado com base na Fórmula (4)) enquanto a temperatura de revenimento foi aumentada de 670 °C para a temperatura de revenimento (TH), e o LMP (calculado com base na Fórmula (3)), quando a imersão foi realizada à temperatura de revenimento (TH) por tH minutos, foi conforme mostrado na Tabela 2. Nos Nos de Teste 1, 2, 4 e 5, o tempo equivalente à temperatura de revenimento TH do revenimento à alta temperatura foi calculado com base em um valor integrado de LMP no processo de aquecimento de 670 °C para a temperatura de revenimento TH. O LMPH foi calculado pela Fórmula (4) com o uso da soma de um tempo imersão à temperatura de revenimento TH e do tempo equivalente.

[00130] Nos Nos de Teste 7 a 13, revenimento de apenas um estágio (revenimento à alta temperatura) foi realizado. Nesse caso, cada tubo de aço foi aquecido continuamente a uma taxa de aquecimento de 8 °C/min. TESTE DE MEDIÇÃO DE NO. DE TAMANHO DE GRÃO DE y INICIAL

[00131] Com o uso do tubo de aço sem costura após ser arrefecido bruscamente de cada No de Teste, o No de tamanho de grão de y inicial em conformidade com o ASTM 112E foi encontrado. Cada No de tamanho de grão de y inicial obtido é mostrado na Tabela 3. Cada No de tamanho de grão de y inicial foi 9,0 ou mais. TESTE DE OBSERVAÇÃO DE MICROESTRUTURA

[00132] Uma amostra que inclui uma porção central de espessura de parede do tubo de aço sem costura após ser revenido em cada No de Teste foi coletada. De cada coletada amostra, uma superfície de amostra de um corte transversal vertical à direção axial de cada tubo de aço sem costura foi polida. Após ser polida, cada superfície de amostra polida foi gravada com o uso de nital. Cada superfície gravada foi observada com um microscópio e, como resultado, em cada No de Teste, a amostra tinha uma microestrutura formada da martensita revenida. A razão de volume da austenita retida foi medida da maneira descrita acima e, como resultado, em cada No de Teste, a razão de volume da austenita retida foi de menos do que 2%. NÚMERO DE PARTÍCULAS DE CEMENTITA GROSSAS CN

[00133] Com o uso do tubo de aço sem costura, após ser revenido de cada No de Teste, o número de partículas de cementita grossas CN (partículas/100 μm2) foi encontrado da maneira descrita acima. Cada número de partículas de cementita grossas CN obtido foi mostrado na Tabela 3. TESTE DE LIMITE DE ESCOAMENTO

[00134] Um espécime de Teste No. 12 (largura: 25mm, comprimento aferido: 50mm) especificado no JIS Z2201 foi coletado de uma porção central de espessura de parede do tubo de aço sem costura de cada No de Teste Um eixo geométrico central de cada espécime de teste foi posicionado na posição central da espessura de parede de cada tubo de aço sem costura, e era paralelo à direção longitudinal de cada tubo de aço sem costura. Com o uso de cada espécime de teste coletado, um teste de tração em conformidade com o JIS Z2241 foi realizado na atmosfera a uma temperatura normal (24 °C) de modo a encontrar um limite de escoamento(YS). O limite de escoamento foi encontrado pelo método de alongamento total de 0,7%. Cada limite de escoamento obtido (MPa) foi mostrado na Tabela 3. Nos exemplos da presente invenção, cada tubo de aço sem costura tem um limite de escoamento de 115 ksi (793 MPa) ou mais. TESTE DE DCB

[00135] O tubo de aço sem costura de cada No de Teste foi submetido a um teste de DCB (barra cantiléver dupla) de modo a avaliar a resistência à SSC.

[00136] Especificamente, três espécimes de teste de DCB, cada um dos quais tinha uma espessura de 10 mm, uma largura de 25 mm, e um comprimento de 100 mm, foram coletados de cada tubo de aço sem costura. Com o uso dos espécimes de teste de DCB coletados, o teste de DCB foi realizado em conformidade com o TM0177-2005 método D da NACE (Associação Nacional de Engenheiros de Corrosão). Uma solução aquosa de 5% sal + 0,5% ácido acético, que tem uma temperatura normal (24 °C) em que gás de sulfeto de hidrogênio a 0,1 MPa (1 atm) foi saturado, foi usada para um banho de teste. O teste de DCB foi realizado de uma maneira tal que cada espécime de teste de DCB foi imerso no banho de teste por 336 horas. Cada espécime de teste foi colocado sob tensão com o uso de uma cunha que dava aos dois braços do espécime de teste de DCB um deslocamento de 0,51 mm (+0,03 mm/-0,05 mm), e exposto em um líquido de teste por 14 dias.

[00137] Após o teste, um comprimento de propagação de fratura “a” gerada em cada espécime de teste de DCB foi medido. Com o uso do comprimento medido da propagação de fratura “a” e uma tensão de liberação de cunha P, cada fator de intensidade de tensão K1SSC (ksiVin) foi encontrado com base na Fórmula a seguir (6). KISSC = Pa ((2(^3) + 2,38 x (h/a)) x (B/Bn)1/(^3)) / (B x h3/2) (6)

[00138] Em que, “h” na Fórmula (6) denota uma altura de cada braço de cada espécime de teste de DCB, “B” denota uma espessura de cada espécime de teste de DCB, e “Bn” denota uma espessura da alma de cada espécime de teste de DCB. Esses são especificados no TM0177-2005 método D da NACE acima.

[00139] Um valor médio dos fatores de intensidade de tensão obtida nos três espécimes de teste de DCB em cada No de Teste foi definido como um fator de intensidade de tensão KISSC daquele No de Teste RESULTADOS DE TESTE TABELA 3

[00140] Em referência à Tabela 3, cada um dos Nos de teste 3 e 6 tinha uma composição química apropriada. Além disso, no revenimento, o revenimento de dois estágios (o revenimento à baixa temperatura e o revenimento à alta temperatura) foi realizado, e cada condição de revenimento era apropriada. Como um resultado, cada tubo de aço sem costura tinha um No de tamanho de grão de y inicial de 9,0 ou mais, e um número de partículas de cementita grossas CN de 100 partículas/100 μm2 ou mais. Além disso, cada tubo de aço sem costura tinha um K1SSC maior do que aqueles dos Exemplos Comparativos que têm o mesmo nível de limite de escoamento YS, e tinha uma resistência à SSC excelente.

[00141] Cada um dos Nos de Teste 1 e 2, e Nos de Teste 4 e 5 tinha uma composição química apropriada. Além disso, o revenimento de taxa de aquecimento baixa foi realizado, e cada condição do mesmo foi apropriada. Como um resultado, cada tubo de aço sem costura tinha um No de tamanho de grão de y inicial de 9,0 ou mais, e um número de partículas de cementita grossas CN de 100 partículas/100 μm2 ou mais. Além disso, cada tubo de aço sem costura tinha um K1SSC maior do que aqueles dos Exemplos Comparativos que têm o mesmo nível de limite de escoamento YS, e tinha uma resistência à SSC excelente.

[00142] Entretanto, em cada um dos Nos de Teste 7 a 13, o revenimento à baixa temperatura e o revenimento que corresponde ao revenimento de taxa de aquecimento baixa não foram realizados. Como um resultado, em cada um desses Nos de Teste, o número de partículas de cementita grossas CN foi menor do que 100 partículas/100 μm2.

[00143] O No de Teste 14 foi submetido ao revenimento de dois estágios; uma vez que o teor de C foi 0,20%, que era menor do que o limite inferior da presente invenção, o número de partículas de cementita grossas CN foi menor do que 100 partículas/100 μm2. O No de Teste 16 também foi submetido ao revenimento de dois estágios; uma vez que o LMPH do revenimento à alta temperatura foi muito alto, o limite de escoamento YS foi muito baixo.

[00144] A Figura 1 é um diagrama para mostrar o resultado da Tabela 3 como uma relação entre o limite de escoamento YS e K1SSC. Em geral, é bem conhecido que em um aço de baixa liga, K1SSC tende a diminuir conforme o limite de escoamento YS aumenta. No entanto, na Figura 1, ficou claro que o tubo de aço da presente invenção mostrou um K1SSC mais alto em um mesmo limite de escoamento.

[00145] Conforme mencionado acima, a modalidade da presente invenção foi explicada. No entanto, a modalidade mencionada acima é meramente uma exemplificação para realizar a presente invenção. Consequentemente, a presente invenção não é limitada à modalidade mencionada acima, e a modalidade mencionada acima pode ser modificada e realizada apropriadamente sem se afastar do escopo da presente invenção.

Claims

1. Tubo de aço de baixa liga para poço de óleo CARACTERIZADO pelo fato de que compreende uma composição química que consiste em: em % em massa, C: 0,25 a 0,35%; Si: 0,05 a 0,50%; Mn: 0,10 a 1,50%; Cr: 0,40 a 1,50%; Mo: 0,40 a 2,00%; V: 0,05 a 0,25%; Nb: 0,010 a 0,040%; Ti: 0,002 a 0,050%; sol. Al: 0,005 a 0,10%; N: 0,007% ou menos; B: 0,0001 a 0,0035%; Ca: 0 a 0,005%; e um saldo sendo de Fe e impurezas, em que as impurezas incluem: P: 0,020% ou menos; S: 0,010% ou menos; O: 0,006% ou menos; Ni: 0,10% ou menos; e Cu: 0,10% ou menos, em que em uma microestrutura do tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, um número de partículas de cementita, cada uma das quais tem um diâmetro de círculo equivalente de 200 nm ou mais, é 100 a 250 partículas/100 μm2, e um limite de escoamento é 793 MPa ou mais.

2. Tubo de aço de baixa liga para poço de óleo, de acordo com a reivindicação 1, CARACTERIZADO pelo fato de que a composição química contém Ca: 0,0005 a 0,005%.