BRPI1004267B1

BRPI1004267B1 - método para produção de tubo de aço e composições de aço e tubo

Info

Publication number: BRPI1004267B1
Application number: BRPI1004267-9A
Authority: BR
Inventors: Teresa Estela Perez; Gonzale Roberto Gomez
Original assignee: Tenaris Connections B.V.
Priority date: 2009-06-17
Filing date: 2010-06-17
Publication date: 2020-12-22
Also published as: AR077129A1; JP5787492B2; EP2287346B1; MX2010006761A; BRPI1004267A2; JP2011006790A; EP2287346A1; US20100319814A1

Abstract

MÉTODO PARA PRODUÇÃO DE TUBO DE AÇO E COMPOSIÇÕES DE AÇO E TUBO. Composições de aço com adições micro-ligantes de boro e titânio, com tensão de escoamento de pelo menos 100 ksi (690 MPa), excelente tenacidade e boa soldabilidade. Adições de boro são usadas para aumentar a temperabilidade. Fortes formadores de nitretos, tais como titânio, podem ser adicionados à composição de aço com o objetivo de evitar que se formem nitretos de boro. Estas composições podem ser resfriadas, a partir da laminação a quente, a ar ou utilizando resfriamento acelerado. Depois do resfriamento a ar, a composição pode ser arrefecida ou arrefecida e temperada. As composições são adequadas para tubos lineares com alta resistência (por exemplo, X100 em padrão API 5L) e outras aplicações.

Description

Antecedentes da invenção Campo

[001] As concretizações da presente invenção dizem respeito a tubos sem costura, formados de aços contendo microadições de elementos de ligas de boro e titânio, com tensões de escoamento de pelo menos 690 MPa (100 ksi), excelente tenacidade e boa soldabilidade. Esses tubos são adequados para uso em tubos de linhas de alta resistência mecânica, por exemplo, X100 em padrão API 5L, e outras possíveis aplicações.

Descrição da técnica relacionada

[002] As microadições de elementos de ligas de boro a aço são desejáveis, pois essas adições podem aperfeiçoar as propriedades mecânicas do aço. Por exemplo, as adições de boro podem aumentar a temperabilidade, a capacidade do aço de ser endurecido por tratamento térmico. Por migração para os limites dos grãos, onde inibem a transformação de fase de austenita em ferrita, as adições de boro podem aperfeiçoar a facilidade com que martensita pode ser formada. Além do mais, o boro é efetivo a concentrações muito baixas, proporcionando aperfeiçoamentos significativos em temperabilidade, a um custo relativamente baixo.

[003] Para alcançar esses benefícios, o boro deve ficar no seu estado elementar, livre. No entanto, o boro reage facilmente com as impurezas presentes no aço, tal como nitrogênio. Quando são formados nitretos de boro, o efeito positivo na temperabilidade proporcionara pelo boro pode ser reduzido, devido à diminuição em boro livre.

[004] Para abordar esse aspecto, agentes formadores de nitretos fortes, tal como titânio, podem ser adicionados à composição de aço, para inibir a formação de nitretos de boro. Concomitantemente, no entanto, partículas de nitreto de titânio relativamente grosseiras podem ser formadas durante solidificação. Essas partículas, que podem crescer adicionalmente durante reaquecimento, antes de laminação a quente, podem provocar uma tenacidade inferior no aço e atenuar os aperfeiçoamentos das propriedades produzidos pela adição de boro.

SUMÁRIO

[005] Em uma concretização, um método para produção de um aço de boro-titânio, com uma tensão de escoamento de pelo menos 690 MPa (100 ksi), excelente tenacidade e boa soldabilidade, é proporcionado. O método compreende proporcionar uma composição compreendendo carbono, titânio e boro. O método pode compreender proporcionar adicionalmente um ou mais de manganês, silício, níquel, cromo, molibdênio, vanádio e nióbio à composição. O método pode também compreender o resfriamento da composição da fundição, a uma taxa de resfriamento suficientemente alta para inibir o aumento dos tamanhos dos grãos dos precipitados de nitreto de titânio (TiN) dentro da composição, e limitar o tamanhos dos precipitados de TiN a menos de cerca de 50 nm. O método pode compreender ainda a laminação a quente da composição, de modo a refinar a microestrutura e obter tamanhos de grão de cerca de 20 a 50 μm, antes da transformação. O método pode incluir ainda o resfriamento da composição em ar, após laminação a quente, e submeter a composição a austenização, têmpera e revenido; ou resfriamento forçado da composição, imediatamente após a laminação a quente, a taxas entre cerca de 5 a 50°C/s, sem qualquer tratamento térmico subsequente. Em certas concretizações, a composição de aço pode ser formada em um tubo de aço, por exemplo, um tubo sem costura de aço.

[006] Em uma concretização adicional, um método para produção de um tubo de aço é proporcionado. O método compreende proporcionar uma composição de aço, compreendendo: cerca de 0,04 a 0,12 % p/p de carbono (C); cerca de 0,01 a 0,03 % p/p de titânio (Ti); cerca de 0,0005 a 0,003 % p/p de boro (B); e menos ou igual que cerca de 0,008 % p/p de nitrogênio (N), em que a concentração de cada elemento é baseada no peso total da composição de aço. Em uma concretização, cerca de 0,0005 a 0,002 % p/p de boro pode ser mantido em solução sólida, para aperfeiçoar a temperabilidade. Em uma outra concretização, substancialmente todo o nitrogênio pode estar presente na forma de partículas de TiN, de modo a evitar a formação de nitretos de boro e obter o teor de boro mencionado acima em solução sólida. O método compreende ainda o resfriamento de uma barra fundida da composição de aço, em que a taxa de resfriamento, em torno do centro da barra, é selecionada de modo que os particulados de TiN, formados na barra, apresentam um tamanho médio inferior a cerca de 50 nm. O método pode compreender adicionalmente a formação de um tubo da barra. Em uma concretização adicional, a tensão de escoamento do aço formado, medida de acordo com a norma ASTM E8, pode ser superior a cerca de 690 MPa (cerca de 100 ksi). Em certas concretizações, a composição de aço pode ser formada em um tubo sem costura.

[007] Em uma outra concretização, um método para produção de uma composição de aço é proporcionado. O método compreende proporcionar uma composição de aço, que compreende: cerca de 0,04 a 0,12 % p/p de carbono (C); cerca de 0,6 a 1,6 % p/p de manganês (Mn); cerca de 0,05 a 0,3 % p/p de silício (Si); menos ou igual que cerca de 0,5 % p/p de níquel (Ni); menos ou igual que cerca de 0,5 % p/p de cromo (Cr); menos ou igual que cerca de 0,5 % p/p de molibdênio (Mo); menos ou igual que cerca de 0,15 % p/p de vanádio (V); menos ou igual que cerca de 0,05 % p/p de nióbio (Nb); cerca de 0,01 a 0,03 % p/p de titânio (Ti); cerca de 0,0005 a 0,0030 % p/p de boro (B); e menos ou igual que cerca de l a 0,008 % p/p de nitrogênio (N), em que a concentração de cada elemento é baseada no peso total da composição de aço. Em uma concretização, cerca de 0,0005 a 0,002 % p/p de boro é mantida em solução sólida, para aperfeiçoar a temperabilidade. O método inclui ainda a fundição da composição de aço, quando substancialmente todo o nitrogênio na composição de aço fundida está presente na forma de partículas de TiN, tendo um tamanho de partícula inferior a cerca de 50 nm, para evitar a formação de nitretos de boro e obter o dito teor de boro na solução sólida. O método inclui ainda a laminação a quente da composição de aço formada e resfriamento da composição de aço formada, diretamente após laminação a quente, a uma taxa entre cerca de 5 a 50°C/s. Em certas concretizações, a composição de aço formada é resfriada diretamente após laminação a quente, a uma taxa entre cerca de 10 a 30°C/s.

[008] A microestrutura final da composição de aço, seguinte ao resfriamento, sem qualquer revenido após resfriamento, pode compreender uma mistura de bainita e martensita, com não mais do que cerca de 30% de martensita. Em certas concretizações, a microestrutura pode compreender não mais que cerca de 5% de martensita.

[009] Em uma concretização adicional, um método para produção de uma composição de aço é proporcionado. O método compreende proporcionar uma composição de aço, que compreende: cerca de 0,04 - 0,08 % p/p de carbono (C); cerca de 0,8 - 1,6 % p/p de manganês (Mn); cerca de 0,05 - 0,30 % p/ p de silício (Si) até cerca de 0,3 % p/p de molibdênio (Mo); cerca de 0,01 - 0,03 % p/p de titânio (Ti); cerca de 0,0005 - 0,003 % p/p de boro (B); e menos ou igual a cerca de 0,008 % p/p de nitrogênio (N), em que a concentração de cada elemento é baseada no peso total da composição de aço. O método compreende ainda a fundição da composição de aço, quando substancialmente todo o nitrogênio na composição de aço fundida está presente na forma de partículas de TiN, tendo um tamanho de partícula inferior a cerca de 50 nm, para evitar a formação de nitretos de boro. O método compreende ainda laminação a quente e resfriamento em ar da composição de aço formada, diretamente após a laminação a quente, a uma taxa inferior a cerca de 1°C/s, austenização e têmpera da composição.

[0010] A microestrutura final da composição, sem qualquer revenido após têmpera, pode compreender uma mistura de bainita e martensita. Em certas concretizações, a microestrutura compreende não mais do que cerca de 30% de martensita. Em outras concretizações, a microestrutura compreende não mais do que cerca de 20% de martensita.

[0011] Em uma outra concretização, um método para produção de uma composição de aço é proporcionado. O método compreende proporcionar uma composição de aço, que compreende: cerca de 0,04 - 0,12 % p/p de carbono (C); cerca de 0,8 a 1,6 % p/p de manganês (Mn); cerca de 0,05 a 0,3 % p/p de silício (Si); menos ou igual a cerca de 0,5 % p/p de níquel (Ni); menos ou igual a cerca de 0,5 % p/p de cromo (Cr); menos ou igual que cerca de 0,5 % p/p de molibdênio (Mo); menos ou igual a cerca de 0,15 % p/p de vanádio (V); menos ou igual que cerca de 0,05 % p/p de nióbio (Nb); cerca de 0,01 a 0,03 % p/p de titânio (Ti); cerca de 0,0005 - 0,0030 % p/p de boro (B); e menos ou igual que cerca de 0,008 % p/p de nitrogênio (N), em que a concentração de cada elemento é baseada no peso total da composição de aço, e em que cerca de 0,0005 a 0,002 % p/p de boro é mantido na solução sólida para melhorar a temperabilidade. O método compreende ainda a fundição da composição de aço, em que substancialmente todo o nitrogênio na composição de aço de fundição está presente na forma de partículas de TiN, tendo um tamanho menor que cerca de 50 nm para evitar a formação de nitretos de boro e alcançar o dito teor de boro na solução sólida. O método também compreende a laminação a quente da composição de aço de fundição e o resfriamento em ar da composição de aço formada, diretamente após a laminação a quente, a uma taxa menor a cerca de 1°C/seg. O método compreende ainda austenização de têmpera da composição. O método pode opcionalmente compreender ainda revenido da composição, a uma temperatura entre cerca de 400 e 700°C.

[0012] Em uma concretização revenida, a microestrutura final da composição resfriada pelo ar, após revenido, pode compreender uma mistura de bainita e martensita revenida, com não menos do que cerca de 30% de martensita. Em certas concretizações, a composição resfriada em ar pode compreender não menos do que cerca de 50% de martensita.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

[0013] A Figura 1 é um fluxograma esquemático de uma concretização de um método para produção de tubos de aço com boro-titânio (B/Ti).

[0014] A Figura 2 é uma representação gráfica da transformação por resfriamento contínuo (CCT) de uma concretização da composição de aço 1.

[0015] A Figura 3 ilustra micrografias eletrônicas de varredura da microestrutura das concretizações da composição de aço 1, resfriada da faixa austenítica a taxas de cerca de 2°C/s, 5°C/s, 10°C/s e 20°C/s.

[0016] As Figuras 4A e 4B são representações gráficas da energia de impacto (CVN) para uma concretização da composição de aço 1, submetida a resfriamento acelerado; (A) energia de impacto como uma função da taxa de resfriamento; (B) energia de impacto como uma função da temperatura.

[0017] A Figura 5 é uma representação gráfica da dureza como uma função da temperatura de revenido, para uma concretização da composição de aço 1 na condição temperada e revenida.

[0018] A Figura 6 ilustra uma micrografia eletrônica de varredura da microestrutura de uma concretização da composição de aço 1, que é temperada e revenida a cerca de 410°C.

[0019] A Figura 7 é uma representação gráfica da transformação por resfriamento contínuo (CCT) de uma concretização da composição de aço 2.

[0020] A Figura 8 ilustra micrografias eletrônicas de varredura da microestrutura das concretizações da composição de aço 2, resfriada da faixa austenítica a taxas de cerca de 0,2°C/s, 0,5°C/s, 1°C/s, 10°C/s, 30°C/s e 50°C/s.

[0021] A Figura 9 é uma representação gráfica da transformação por resfriamento contínuo (CCT) de uma concretização da composição de aço 3.

[0022] A Figura 10 ilustra micrografias eletrônicas de varredura da microestrutura das concretizações da composição de aço 3, resfriada da faixa austenítica a taxas de cerca de 0,2°C/s, 0,5°C/s, 1°C/s, 10°C/s, 30°C/s e 50°C/s.

[0023] As Figuras 11A - 11B são representações gráficas da dureza em função da taxa de resfriamento de laminação a quente para as concretizações das composições de aço 2 e 3; (A) composição 2; (B) composição 3.

[0024] As Figuras 12A - 12B ilustram micrografias eletrônicas de varredura da microestrutura das concretizações das composições de aço 2 e 3, na condição temperada; (A) composição 2; (B) composição 3.

[0025] As Figuras 13A - 13B ilustram micrografias eletrônicas de varredura da microestrutura das concretizações das composições de aço 2 e 3, na condição temperada e revenida; (A) composição 2; (B) composição 3.

[0026] A Figura 14 é uma representação gráfica da dureza em função da temperatura de revenido, para as concretizações das composições de aço 2 (quadrados sólidos) e 3 (quadrados abertos).

[0027] A Figura 15 é uma representação gráfica da dureza em função da taxa de resfriamento média entre 800°C e 500°C, para uma concretização da composição de aço 2 e um aço de Nb-V de referência.

DESCRIÇÃO DETALHADA

[0028] As concretizações da presente invenção apresentam as composições e os métodos de manufatura para aços de baixo teor de carbono microligados com boro. Em particular, os aços de boro/titânio (B/Ti), que apresentam particulados controlados de nitreto de titânio (TiN), e os aperfeiçoamentos associados em tenacidade, são discutidos em detalhes. Por meio da adição de titânio e boro, boro livre pode ser substancialmente mantido em solução sólida, aperfeiçoando a temperabilidade durante a decomposição da austenita.

[0029] O tamanho dos precipitados de TiN pode ser controlado pela taxa de resfriamento, durante a fundição. Em certas concretizações, o tamanho pode compreender o diâmetro dos precipitados. Em outras concretizações, o tamanho pode compreender a maior dimensão dos precipitados. Por exemplo, como discutido em detalhes abaixo, por emprego de taxas de resfriamento superiores a cerca de 10 a 30°C/min, durante a fundição, precipitados finos de TiN, tendo um tamanho médio inferior a cerca de 50 nm, podem ser produzidos. Devido ao pequeno tamanho desses precipitados de TiN, eles não são prejudiciais à tenacidade. Adicionalmente, esses precipitados podem inibir o excessivo crescimento de grão, durante as operações de processamento, tal como o reaquecimento antes da laminação a quente. Por redução do tamanho do grão da austenita, a tenacidade pode ser aperfeiçoada, após resfriamento acelerado ou têmpera, devido à redução no tamanho do acondicionamento de martensita / bainita.

[0030] As propriedades mecânicas e a microestrutura da composição de aço podem ser ainda influenciadas por tratamentos térmicos, após laminação a quente. Em uma concretização, as composições de aço podem ser resfriadas em ar a taxas inferiores a cerca de 1°C/s, após laminação a quente, e submetidas a reaquecimento na faixa austenítica e têmpera. Em outras concretizações, as composições de aço podem ser resfriadas em ar, após laminação a quente, e submetidas a reaquecimento na faixa austenítica, e têmpera e revenido. Em outras concretizações, as composições de aço podem ser submetidas a resfriamento acelerado, a taxas entre cerca de 5 a 50°C/s, diretamente após laminação a quente.

[0031] Excelentes combinações das propriedades mecânicas podem ser obtidas para as composições processadas dessa maneira, especialmente no caso das composições submetidas a têmpera e revenido. Por exemplo, as amostras submetidas a têmpera e revenido, a cerca de 500°C, podem apresentar tensões de escoamento e resistências à tração de cerca de 814 e 876 MPa (cerca de 118 e 127 ksi), respectivamente, com as energias de impacto medidas na faixa de cerca de 143 - 173 J a cerca de - 60°C.

[0032] Em outro exemplo, as amostras submetidas a resfriamento acelerado podem apresentar boas energias de impacto, especialmente para as taxas de resfriamento de cerca de 10 - 20°C/s. Por exemplo, energias de impacto superiores a cerca de 220 J são observadas para temperaturas iguais ou superiores a - 20°C. Essas e outras vantagens das concretizações descritas são discutidas em detalhes abaixo.

[0033] A Figura 1 ilustra uma concretização de um método 100 de produção de aços de boro-titânio (B/Ti). Em certas concretizações, as composições podem ser produzidas na forma de tubos. O método 100 da Figura 1 inclui operações de fundição de aço nos blocos 110, 112 e 114, referidas coletivamente como as operações de fundição de aço 102, as operações de formação de aço nos blocos 116, 120, 122 e 124, referidas coletivamente como as operações de formação de aço 104, e as operações de tratamento térmico de aço nos blocos 126 e 128, referidas coletivamente como as operações de tratamento térmico 106. Pode-se considerar que, em algumas concretizações, uma ou mais das operações de tratamento térmico podem ser omitidas, parcial ou totalmente, se necessário.

[0034] O aço de B/Ti é fundido do estado em fusão, durante as operações de fundição de aço 102. Em certas concretizações, as operações de fundição de aço 102 podem compreender operações de fundição contínuas. Por exemplo, as operações de fundição de aço 102 podem incluir fusão / purificação de ferro 110, tratamentos em panela de fundição 112, e fundição contínua 114, como são conhecidas na técnica.

[0035] Em uma concretização, o aço pode compreender elementos nas faixas de concentração listadas abaixo na Tabela 1, em que as concentrações são proporcionadas em porcentagem em peso (% p/p), com base no peso total da composição de aço, a menos que indicado de outro modo. Tabela 1 - Composição de aço

[0036] A concentração dos elementos pode ser selecionada ainda de modo que a equivalência de carbono, CEPcm, da composição seja inferior a cerca de 0,22, em que a CEPcm é calculada de acordo com:

em que a concentração de cada elemento é proporcionada em % p/p.

[0037] Como ilustrado na Tabela 1, o aço fundido pode compreender uma liga de aço de boro-titânio, incluindo não apenas carbono (C), boro (B) e titânio (Ti), mas um ou mais de manganês (Mn), silício (Si), níquel (Ni), cromo (Cr), molibdênio (Mo), vanádio (V) e nióbio (Nb). Impurezas de enxofre (S), fósforo (P), cobre (Cu) e nitrogênio (N) podem também estar presentes, embora, a concentração dessas impurezas em uma concretização seja preferivelmente reduzida a uma proporção a mais baixa possível.

[0038] O C é um elemento cuja adição aumenta, economicamente, a resistência mecânica do aço. Se o teor de C for inferior a 0,04%, pode ser, em algumas concretizações, difícil obter a resistência mecânica desejada na composição. Por outro lado, em outras concretizações, se o aço tiver um teor de C superior a cerca de 0,12 % p/p, a tenacidade e a soldabilidade podem ser influenciadas adversamente. Portanto, em uma concretização, o teor de C pode variar entre cerca de 0,04 a 0,12 % p/p. Em outras concretizações, o teor de C pode variar entre cerca de 0,04 a 0,08 % p/p. Esta faixa de C mais baixa pode permitir que composições sejam produzidas, opcionalmente, sem revenido, (isto é, na condição temperada), enquanto ainda atingindo uma boa tenacidade.

[0039] O B é um elemento cuja adição é efetiva em aumentar a temperabilidade do aço. Por exemplo, B pode aperfeiçoar a temperabilidade, por meio da inibição da formação de ferrita. Se o teor de B for inferior a cerca de 0,0005 % p/p em algumas concretizações, pode ser difícil obter a temperabilidade desejada do aço. No entanto, se o teor de B for muito alto, em outras concretizações, partículas de boro grosseiras podem ser formadas nos limites dos grãos, afetando, adversamente, a tenacidade. Consequentemente, em uma concretização, a concentração de B na composição pode variar entre cerca de 0,0005 e 0,003 % p/p. Em outras concretizações, a concentração de B na composição pode variar entre cerca de 0,0005 e 0,002 % p/p. Pelo menos uma parte do B na composição pode ficar no seu estado elementar, livre em solução sólida.

[0040] O Si é um elemento cuja adição tem um efeito desoxidante, durante o processo de produção de aço, e também aumenta a resistência mecânica do aço. Se o teor de Si for muito baixo, em algumas concretizações, o aço pode ser suscetível a oxidação, com um alto nível de microinclusões. Por outro lado, todavia, se o teor de Si do aço for muito alto, em algumas concretizações, ambas a tenacidade e a plasticidade do aço podem diminuir. Portanto, em certas concretizações da composição, a concentração de Si pode variar entre cerca de 0,05 e 0,3 % p/p.

[0041] O Mn e o Cr são elementos que podem ser empregados em combinação com B, Mo e Ni, para aumentar a temperabilidade. Por exemplo, essas adições de elementos de liga podem auxiliar na inibição da formação de ferrita e perlita, a partir da austenita, durante o resfriamento. Podem ainda propiciar a temperatura inicial bainítica, aperfeiçoando o refino microestrutural. O Mn pode proporcionar adicionalmente o endurecimento em solução sólida. Em certas concretizações, a concentração de Mn pode variar entre cerca de 0,6 e 1,6 % p/p. Em outras concretizações, o Cr pode ser omitido da composição. Em outras concretizações, a concentração de Cr pode variar até cerca de 0,5 % p/p.

[0042] O Mo é um elemento usado para aumentar a temperabilidade da composição de aço. As adições de elementos de liga de Mo podem também reduzir a segregação de fósforo nos limites dos grãos, aperfeiçoando a resistência para a fratura intergranular. O Mo pode ainda melhorar os efeitos de temperabilidade do B. Em certas concretizações, o Mo pode ser omitido da composição. Em outras concretizações, a concentração de Mo pode variar até cerca de 0,5 % p/p.

[0043] O Ni é um elemento de adição de liga, que pode aumentar a temperabilidade e aperfeiçoar a tenacidade. Em certas concretizações, o Ni pode ser omitido da composição. Em outras concretizações, a concentração de Ni pode variar até cerca de 0,5 % p/p.

[0044] O Ti é um elemento cuja adição é efetiva em aumentar a eficiência de B no aço, por fixação de impurezas de nitrogênio, como TiN, e inibir a formação de nitretos de boro. Se o teor de Ti for muito baixo, pode ser difícil, em algumas concretizações, obter o efeito desejado de temperabilidade do boro. Em uma concretização, se o teor de Ti for mais alto do que cerca de 0,03 % p/p, podem ser formados TiN e TiC grosseiros, afetando adversamente a ductilidade e a tenacidade a quente. Consequentemente, em certas concretizações, a concentração de Ti pode variar entre cerca de 0,01 e 0,03 % p/p.

[0045] Em concretizações alternativas, a concentração de Ti pode ser especificada com base na concentração de N, mantendo uma razão de Ti a N superior a cerca de 3,4 (para concentrações em porcentagem em peso).

[0046] Em certas concretizações, substancialmente todo o N presente dentro da composição pode ser na forma de TiN. Em certas concretizações, mais de cerca de 90%, mais de cerca de 92%, mais de cerca de 94%, mais de cerca de 96%, mais de cerca de 98%, e mais de cerca de 99% do teor de N da composição podem estar presentes na forma de TiN. O TiN pode adotar formas, que incluem, mas não são limitadas a, partículas.

[0047] O Nb é um elemento de adição de liga, que pode ser usado para refinar o tamanho de grão austenítico da composição. O Nb pode ainda melhorar os efeitos do boro na temperabilidade e proporcionar endurecimento por precipitação. Em certas concretizações, o Nb pode ser omitido da composição. Em outras concretizações, a concentração pode variar até cerca de 0,05 % p/p.

[0048] O V é um elemento de adição de liga, que pode ser empregado para proporcionar endurecimento por precipitação. Em certas concretizações, o V pode ser omitido da composição. Em outras concretizações, a concentração de V pode variar até cerca de 0,15 % p/p.

[0049] O O é uma impureza que pode estar presente na composição de aço, por exemplo, na forma de óxidos. Na medida em que o teor de oxigênio aumenta, as propriedades influentes podem ser deterioradas. Consequentemente, um teor de oxigênio mais baixo é preferido. Em uma concretização, o limite superior do teor de oxigênio pode ser cerca de 0,0050 % p/p. Em outra concretização, o limite superior de teor de oxigênio é abaixo de cerca de 0,0015 % p/p.

[0050] O Cu não é necessário nas concretizações da composição de aço, mas pode estar presente. Em algumas concretizações, dependendo do processo de manufatura, a presença de Cu pode ser inevitável. Depois, em uma concretização, o teor de Cu máximo pode ser cerca de 0,10 % p/p ou inferior.

[0051] S, P, Ca, N e assemelhados são impurezas, e a concentração deles é mantida, de preferência, a mais baixa possível. Em certas concretizações, a concentração de cada um de S, P, Ca e N pode ser proporcionada independentemente, de modo que: a de S não seja superior a 0,005 % p/p; a de P não seja superior a cerca de 0,015 % p/p; a de Ca não seja superior a cerca de 0,003 % p/p, e a de N não seja superior a cerca de 0,008 % p/p. Em concretizações alternativas, a concentração de cada um de S, P, Ca e N pode ser proporcionada independentemente, de modo que: a de S não seja superior a 0,003 % p/p; a de P não seja superior a cerca de 0,015 % p/p; a de Ca não seja superior a cerca de 0,002 % p/p, e a de N não seja superior a cerca de 0,006 % p/p.

[0052] O aço líquido pode ser fundido continuamente na operação de fundição de aço 114. Em certas concretizações, o aço líquido pode ser fundido em um vergalhão, embora deva-se entender que outras formas podem ser fundidas. Em particular, a taxa de resfriamento do vergalhão fundido pode ser selecionada de modo a proporcionar controle em relação ao tamanho dos precipitados de TiN, que se formam durante a solidificação. Em certas concretizações, para inibir a formação de partículas grosseiras dos precipitados de TiN, a taxa de resfriamento, durante a fundição, pode ser mantida a uma taxa selecionada. Em certas concretizações, a taxa de resfriamento pode ser selecionada de modo que o tamanho dos precipitados de TiN seja menor que cerca de 50 nm. Em uma concretização, a taxa de resfriamento da fundição pode ser mantida a uma taxa superior a cerca de 5°C/min, em torno do centro do vergalhão. Em outras concretizações, a taxa de resfriamento pode ser mantida a uma taxa superior a cerca de 10°C/min, em torno do centro do vergalhão. Em outras concretizações, a taxa de resfriamento pode ser mantida a uma taxa superior a cerca de 20°C/min, em torno do centro do vergalhão. Em concretizações adicionais, a taxa de resfriamento pode ser mantida a uma taxa superior a cerca de 30°C/min, em torno do centro do vergalhão.

[0053] Em uma concretização, o vergalhão assim fabricado pode ser formado subsequentemente em uma barra tubular ou tubo, nas operações de formação de aço 104, e, mais particularmente, pode ser formado em um tubo sem costura. Um vergalhão substancialmente cilíndrico, sólido de aço pode ser submetido a uma primeira operação de reaquecimento (bloco 116) para faixa austenítica, até uma temperatura de cerca de 1.200°C a 1.300°C, de preferência, 1.250°C. Nos blocos 120 e 122, o vergalhão pode ser ainda perfurado, em certas concretizações preferidas, utilizando o processo Mannesmann, a temperaturas variando entre cerca de 1.100 a 1.200°C, e, subsequentemente, laminado a quente a temperaturas variando entre cerca de 900 e 1.100°C.

[0054] Vantajosamente, o tubo de aço laminado a quente sem costura pode possuir uma espessura de parede aproximadamente uniforme, tanto circunferencialmente em torno do tubo, quanto longitudinalmente ao longo do eixo do tubo. Em um exemplo, os tubos formados podem possuir um diâmetro externo variando entre cerca de 60 e 273 mm e uma espessura de parede variando entre cerca de 6 e 25 mm. Em outro exemplo, uma barra sólida, possuindo um diâmetro externo de cerca de 290 mm, pode ser laminada a quente, dessa maneira, em um tubo possuindo um diâmetro externo de cerca de 244,5 mm e uma espessura de parede de cerca de 16 mm.

[0055] Durante a laminação a quente, a redução da área da seção transversal, experimentada pelo tubo, pode proporcionar uma microestrutura refinada. Uma microestrutura refinada propicia, vantajosamente, a obtenção das propriedades mecânicas desejadas dentro do tubo fabricado. O tubo laminado a quente sem costura, assim manufaturado, pode ser depois resfriado à temperatura ambiente. Em certas concretizações, o tamanho de grão austenítico do aço, após laminação a quente e antes da transformação, pode variar entre cerca de 10 e 50 μm. Em outras concretizações, o tamanho de grão austenítico do aço, após laminação a quente e antes da transformação, pode variar entre cerca de 20 e 50 μm.

[0056] Vantajosamente, esse grau de refino austenítico pode permitir que composições selecionadas atinjam um bom equilíbrio de resistência mecânica e tenacidade, após resfriamento acelerado da temperatura de laminação de acabamento, sem a necessidade para tratamento térmico subsequente, tal como por têmpera ou têmpera e revenido. Em outras concretizações, esse grau de refino austenítico pode permitir que composições tendo elevadas concentrações de carbono atinjam um bom equilíbrio de resistência mecânica e tenacidade, quando submetidas a tratamentos térmicos, tais como têmpera e revenido.

[0057] As concretizações da composição podem ser resfriadas da laminação a quente por resfriamento com ar ou resfriamento acelerado no bloco 124. Quando do resfriamento do ar, taxas de resfriamento inferiores a cerca de 1°C/s podem ser obtidas com espessura de parede superior a cerca de 8 mm. Os tratamentos térmicos subsequentes podem ser também empregados para aperfeiçoar a resistência mecânica e a tenacidade da composição de aço.

[0058] Quando da execução de resfriamento acelerado, o resfriamento pode ser conduzido diretamente da laminação a quente, sem uma etapa de resfriamento intermediária, à temperatura ambiente (bloco 124). Vários dispositivos podem ser usados para obter taxas de resfriamento superiores àquela correspondente ao resfriamento com ar natural, mas não limitadas a, escoamento de ar forçado, aspersões de água, e aspersões de mistura de ar e água. O fluxo do refrigerante pode ser dirigido à parede externa do tubo, ou às paredes interna e externa do tubo, para aperfeiçoar a homogeneidade da microestrutura. Em certas concretizações, por uso das alternativas de resfriamento mencionadas acima, taxas de resfriamento variando entre cerca de 5 e 50°C/s podem ser obtidas por meio de resfriamento acelerado. Em outras concretizações, taxas de resfriamento variando entre cerca de 10 e 50°C/s podem ser empregadas. Em outras concretizações, taxas de resfriamento variando entre cerca de 10 e 20°C/s podem ser empregadas. Em concretizações adicionais, essas taxas de resfriamento podem ser empregadas com tubos de espessura de parede entre cerca de 8 mm e 25 mm.

[0059] A formação do tubo laminado a quente pode ser completada por meio de uma pluralidade de etapas de acabamento. Os exemplos não limitantes das etapas de acabamento podem incluir o corte do tubo no comprimento, tais como comprimentos de aproximadamente 8 m a 15 m, descarte das extremidades do tubo, alinhamento do tubo, e teste não destrutivo (por exemplo, teste eletromagnético, teste ultrassônico). Desse modo, uma barra tubular metálica de lados substancialmente retos, tendo uma composição dentro das faixas ilustradas na Tabela 1, pode ser proporcionada.

[0060] Uma ou mais das operações de tratamento térmico 106 podem ser executadas opcionalmente no tubo, após as operações de formação 104. Em uma concretização, a têmpera pode ser conduzida no bloco 126. Por exemplo, a composição pode ser reaquecida por uma segunda vez na faixa austenítica, antes da têmpera, a temperaturas superiores a cerca de Ae3 (por exemplo, cerca de 870 - 950°C) . Os tempos de uniformização na temperatura máxima podem variar entre cerca de 5 e 30 minutos. A têmpera pode ser ainda conduzida com aspersões de água, para resfriar a composição de cerca da temperatura máxima a cerca da temperatura ambiente.

[0061] Em outras concretizações, o revenido pode ser ainda conduzido nas composições temperadas no bloco 128. O revenido pode ser conduzido por aquecimento a temperaturas variando entre cerca de 400 e 700°C, mantendo-se a temperatura de revenido por uma duração selecionada, e resfriamento com ar da temperatura de revenido a cerca da temperatura ambiente. As composições podem ser mantidas na temperatura de revenido por entre cerca de 10 e 60 minutos.

Exemplos

[0062] A manufatura, a microestrutura e as propriedades mecânicas das concretizações de três composições de aço da presente invenção, referidas como as composições 1, 2 e 3, são discutidas nos exemplos apresentados abaixo. Os benefícios de desempenho obtidos dessas composições são discutidos adicionalmente. Deve-se entender que esses exemplos são discutidos para fins ilustrativos e não devem ser considerados como limitando o âmbito das concretizações descritas.

[0063] As concentrações dos elementos de liga, presentes nas composições 1, 2 e 3, são ilustradas abaixo na Tabela 2.

CE(Pcm) = [CE(Pcm)=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B]

[0064] A composição 1 foi elaborada para produzir uma estrutura bainítica fina, após resfriamento acelerado da faixa austenítica. Em contraste, a composição 2, tendo o mais alto teor de carbono, foi projetada para uso com resfriamento de ar da laminação a quente, seguida por têmpera e revenido, como discutido acima. Devido ao seu teor de carbono mais alto, o Cr e o Nb estão substancialmente ausentes na composição 2, comparada com as outras composições. Ainda mais, a composição 3, tendo o teor de carbono mais baixo, foi elaborada para obter uma alta resistência mecânica e uma boa tenacidade na condição temperada, sem revenido.

[0065] Os aços tendo as composições 1, 2 e 3 foram fundidos em forno de indução a vácuo de aproximadamente 20 kg, e a eletroescória refundida para diminuir o teor de enxofre. Subsequentemente, as composições 1, 2 e 3 foram fundidas em placas tendo uma espessura de aproximadamente 140 mm e laminadas a quente a uma espessura final de cerca de 16 mm. Durante a laminação a quente, foram empregadas temperaturas de reaquecimento e acabamento de cerca de 1.200 - 1.250°C e 950 - 1.000°C, respectivamente. Todas as placas laminadas a quente foram subsequentemente resfriadas com ar em torno da temperatura ambiente.

[0066] A composição laminada a quente 1 foi submetida a uma das seguintes sequências de processamento pós-laminação: a) reaquecimento na faixa austenítica a temperaturas em torno de 900 - 950°C, seguida por têmpera; b) reaquecimento na faixa austenítica a temperaturas em torno de 900 - 950°C, seguida por têmpera e revenido; e c) reaquecimento na faixa austenítica a temperaturas em torno de 920 - 950°C, seguida por revestimento acelerado.

[0067] A têmpera foi conduzida em água, de uma temperatura de cerca de 900 - 950°C a cerca da temperatura ambiente, usando agitação moderada. Quando operações de revenido também foram conduzidas, a composição foi aquecida entre cerca de 300 e 450°C, com um tempo de uniformização de cerca de uma hora.

[0068] O resfriamento acelerado foi conduzido por resfriamento da composição em uma mistura de ar e água, a partir da temperatura de reaquecimento de cerca de 900 - 950°C, a cerca da temperatura ambiente, a taxas de resfriamento variando entre cerca de 5 e 45°C/s. A temperatura de reaquecimento, antes do resfriamento acelerado, foi selecionada para ter uma microestrutura austenítica, representativa daquela obtida industrialmente na saída do laminador a quente. O tratamento térmico completo foi conduzido por uso de um simulador termomecânico Gleeble 3500.

[0069] As composições 2 e 3 laminadas a quente foram submetidas a uma das duas sequências de processamento de pós- laminação: d) reaquecimento na faixa austenítica seguida por têmpera; e e) reaquecimento na faixa austenítica seguida por têmpera e revenido.

[0070] A têmpera foi conduzida por aquecimento da composição a uma temperatura de cerca de 925°C (composição 2) ou cerca de 930°C (composição 3), com um tempo de uniformização de cerca de 10 min. O resfriamento foi conduzido em água da temperatura de têmpera a cerca da temperatura ambiente, usando agitação moderada. Quando a têmpera foi conduzida, a composição foi aquecida a temperaturas variando entre 400 e 700°C, com um tempo de uniformização na temperatura máxima de cerca de 30 minutos.

[0071] Para cada composição, testes dilatométricos foram conduzidos por uso de um simulador termomecânico Gleeble 3500, para avaliar o comportamento de transformação por resfriamento contínuo (CCT). As composições 1, 2 e 3 foram reaquecidas a cerca de 5°C/s a cerca de 920°C, 925°C e 930°C, respectivamente, com um tempo de uniformização de cerca de 10 min na temperatura máxima. As temperaturas de austenização foram selecionadas para serem aproximadamente 20 - 30°C acima da temperatura Ac3 correspondente às respectivas composições. As taxas de resfriamento variando entre cerca de 0,5 e 50°C/s foram examinadas na composição 1, e as taxas de resfriamento variando entre cerca de 0,2 e 50°C/s foram examinadas nas composições 2 e 3. As microestruturas resultantes foram caracterizadas ainda por uso de microscopia eletrônica de varredura e óptica.

[0072] As propriedades mecânicas das composições assim produzidas foram avaliadas ainda mais por meio de testes mecânicos, incluindo um ou mais ensaio de tração, ensaio de dureza e ensaio Charpy. Em cada caso, as amostras para tração e as amostras para Charpy de tamanho integral foram tiradas na direção transversal. O ensaio de tração foi conduzido de acordo com o padrão ASTM E8, "Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Materials", cuja totalidade é incorporada no presente relatório descritivo por referência, e os resultados indicados são uma média de duas amostras.

[0073] Os testes Charpy foram conduzidos de acordo com a norma ASTM E23, "Standard Test Methods for Notched Bar Impact Testing of Metallic Materials", cuja totalidade é incorporada no presente relatório descritivo por referência, e os resultados indicados são uma média de duas ou três amostras. Os ensaios de impacto foram conduzidos na composição 1, a temperaturas de cerca de -20°C, 0°C e temperatura ambiente, enquanto que os ensaios de impacto foram conduzidos nas composições 2 e 3, a temperaturas de cerca de -60°C, -40°C, -20°C, 0°C e temperatura ambiente.

[0074] Os ensaios de dureza foram conduzidos de acordo com a norma ASTM E92, "Standard Test Methods for Vickers Hardness of Metallic Materials", cuja totalidade é incorporada no presente relatório descritivo por referência.

[0075] Exemplo 1 - Comportamento por Transformação por Resfriamento Contínuo (CCT) e avaliação microestrutural da composição 1, para taxas de resfriamento entre cerca de 0,5 e 50°C/s

[0076] O diagrama CCT, derivado de medidas dilatométricas da composição 1, é mostrado na Figura 2. São ilustrados na Figura 2 traços de temperatura em função da taxa de resfriamento para as transformações de cerca de 5%", 20%, 50%, 80% e 95%. Devido à condição de reaquecimento, cerca de 920°C por cerca de 10 min, o tamanho de grão austenítico, antes da transformação, foi estimado como sendo cerca de 10 - 20 μm, com base na amostra resfriada a cerca de 50°C/s.

[0077] No diagrama CCT da Figura 2, duas regiões de transformação podem ser observadas, correspondentes a taxas de resfriamento inferiores e superiores a cerca de 5°C/s. Para taxas de resfriamento inferiores a cerca de 5°C/s, a transformação de fase é observada para começar em torno de 550 - 600°C. A microestrutura resultante sob essas condições foi basicamente bainítica, com alguma austenita mantida, como ilustrado nas micrografias correspondentes às taxas de resfriamento de cerca de 2°C/s e 5°C/s na Figura 3. Sob taxas de resfriamento superiores a cerca de 5°C/s, a temperatura de transformação inicial foi diminuída a cerca de 450°C, que é próxima da temperatura de transformação de martensita calculada, de acordo com a expressão de Andrews, em torno de 452°C. A microestrutura observada sob essas condições foi de novo basicamente bainítica, como ilustrado nas micrografias correspondentes a taxas de resfriamento de cerca de 10°C/s e 20°C/s na Figura 3. Significativamente, a estrutura bainítica era mais fina e substancialmente sem as regiões marcadas de austenita retida.

[0078] As medidas de dureza para a composição 1, após resfriamento a diferentes taxas (0,5 - 50°C/s), são também ilustradas no diagrama CCT da Figura 2. Pode-se observar que as faixas de dureza entre cerca de 262 Hv, para taxas de resfriamento de cerca de 2°C/s, superiores a cerca de 340 Hv, para taxas de resfriamento de cerca de 50°C.

[0079] Espera-se ainda, com base no alto nível de dureza medida a taxas de resfriamento de cerca de 50°C/s, que algumas regiões martensíticas pequenas possam aparecer a taxas de resfriamento próximas e acima de cerca de 50°C/s. Deve-se notar, no entanto, que substancialmente nenhuma região martensítica grande foi observada na microestrutura correspondente à amostra resfriada a cerca de 50°C. Exemplo 2 - Avaliação de tenacidade da composição 1 - condição de resfriamento acelerado

[0080] Para estudar as propriedades de impacto da composição 1, sob condições de resfriamento acelerado, vários testes Charpy foram conduzidos por uso dos ciclos térmicos discutidos acima com relação ao diagrama CCT. As amostras preparadas por uso de taxas de resfriamento de cerca de 5°C/s, 10°C/s, 30°C/s e 45°C/s foram examinadas. Os testes Charpy foram conduzidos a temperatura de cerca de 25°C, 0°C e -20°C. Os resultados desses ensaios de impacto são ilustrados na Tabela 3 e nas Figuras 4A e 4B, que representam graficamente de forma complementar a energia de impacto (ranhura em V Charpy, CVN), em função da taxa de resfriamento e da temperatura do ensaio, respectivamente. Tabela 3 - Energia de impacto e dureza da composição 1, após simulações de resfriamento acelerado conduzidas em Gleeble

o ensaio de impacto para amostras resfriadas a cerca de 45°C/s foi conduzido apenas para uma amostra, a uma temperatura de cerca de 25°C.

[0081] Examinando-se a Tabela 3 e as Figuras 4A e 4B, pode- se observar que os valores da energia de impacto caíram com o aumento da taxa de resfriamento. Além do mais, pode-se observar que excelentes propriedades de impacto foram obtidas pela gama de todas as taxas de resfriamento estudadas. Por exemplo, as energias de impacto, medidas para as amostras testadas em temperaturas entre cerca de 25°C e -20°C, variaram entre cerca de 335 a 240 J. Além do mais, pode-se notar das Figuras 4A e 4B que os valores de energia de impacto mais altos correspondem às amostras resfriadas a taxas variando entre cerca de 5 a 10°C/s. Não obstante, mesmo a taxas de resfriamento em torno de 30°C/s, os valores de energia de impacto acima de cerca de 220 J foram obtidos a cerca de -20°C. Exemplo 3 - Avaliação mecânica da composição 1 na forma temperada

[0082] As propriedades de tração e impacto da composição na condição temperada são ilustradas nas Tabelas 4 e 5. Tabela 4 - Propriedades de tração da composição após tempera

Tabela 5 - Energia de impacto e dureza da composição 1 após Tempera

[0083] Em geral, a composição na forma temperada apresentou aperfeiçoamentos em resistência mecânica e energia de impacto superiores aqueles das amostras laminadas (YS ~ 476 MPa - 69 ksi, UTS ~ 683 MPa - 99 ksi, CVN ~ 6 - 8 J a 25°C - -20°C) . Esses aperfeiçoamentos podem ser atribuídos a um refino geral da microestrutura e ao desaparecimento substancial de grandes regiões austeníticas marcadas.

Exemplo 4 - Avaliação mecânica da composição 1 - temperada e revenida a) Dureza

[0084] Para estudar o comportamento de têmpera da composição 1 na condição temperada e revenida, as amostras foram temperadas como discutido acima e revenidas a temperaturas variando entre cerca de 350°C a 440°C, por cerca de 1 hora. Os valores de dureza medidos são ilustrados na Figura 5. Em geral, pode-se observar que a dureza na condição temperada é cerca de 362 Hv, caindo modestamente com a temperatura a cerca de 300 - 400°C para dentro de cerca de 350 a 335 Hv. As amostras revenidas em torno de 440°C apresentaram ainda uma diminuição significativa em dureza, caindo a cerca de 280 ± 20 Hv.

b) Propriedades de tração e impacto

[0085] Duas condições revenidas acima de cerca de 400°C, 410°C e 440°C foram selecionadas para uso em placas temperadas grandes o suficiente para a medida de propriedades de tração e impacto. As Tabelas 6 e 7 abaixo resumem os resultados experimentais, juntamente com as medidas comparáveis para as amostras temperadas. Tabela 6 - Propriedades de tração da composição 1

N/A - indisponível Tabela 7 - Energia de impacto da composição 1

N/A - indisponível

[0086] Pode-se observar que uma boa combinação de resistência mecânica e tenacidade foi obtida na condição temperada e revenida. Por exemplo, a tensão de escoamento e a resistência a tração, medidas na condição temperada e revenida, foram cerca de 890 MPa (129 ksi) e cerca de 952 - 973 MPa (138 - 141 ksi), respectivamente. Em contraste, a tensão de escoamento, medida no material temperado, foi menor, em torno de 835 MPa (121 ksi), enquanto que a resistência a tração foi maior, cerca de 1.076 MPa (156 ksi).

[0087] Concorrentemente, verificou-se que as energias de impacto das amostras, na condição temperada e revenida, eram maiores do que aquelas das amostras medidas a temperaturas comparáveis na condição temperada. Por exemplo, em torno de 24°C, as amostras revenidas a 410 - 440°C apresentaram energias de impacto de cerca de 215 e 170 J, respectivamente, enquanto que a energia de impacto do material temperado foi cerca de 150 J. A cerca de -20°C, a diferença nas energias de impacto foi ainda maior, com as amostras revenidas a cerca de 410 - 440°C apresentando energias de impacto de cerca de 136 e 113 J, respectivamente, enquanto que a energia de impacto do material temperado foi cerca de 42 J.

[0088] Sem que se fique ligado à teoria, acredita-se que essas diferenças de propriedades podem ser racionalizadas pela microestrutura das composições. Como mostrado na Figura 6, na condição temperada e revenida, a microestrutura da composição 1 é de bainita e martensita, com uma dispersão fina de carbonetos, o que aperfeiçoa a tensão de escoamento do material temperado e revenido, em relação ao material apenas temperado.

Composição 1 - Sumário

[0089] Examinando-se a dureza, a tenacidade, e as propriedades de tração nas condições temperada e temperada / revenida, pode-se observar que a dureza diminui com a maior temperatura de revenido, com uma diminuição acentuada começando em torno de 400°C. Além do mais, o ensaio de tenacidade, nas condições temperada e temperada / revenida (410°C e 440°C), verificou que a tenacidade é geralmente mais alta na condição temperada e revenida a 410°C, comparada com a condição temperada e temperada / revenida a 440°C. Adicionalmente, a tensão de escoamento apresenta um aperfeiçoamento modesto com a têmpera em torno de 410 - 440°C, enquanto que a resistência a tração final apresenta uma diminuição modesta com a têmpera em torno de 410 - 440°C. Esses resultados indicam que, dentro da faixa de cerca de 410 - 440°C, as concretizações da composição 1, na condição temperada e revenida, proporcionam uma combinação benéfica de tenacidade e resistência mecânica, na condição apenas temperada.

[0090] Quanto ao resfriamento acelerado, excelentes valores de energia de impacto e dureza foram também observados. Mais significativamente, na faixa de cerca de 10 a 20°C/s, valores de energia de impacto superiores a cerca de 220 J, a cerca de -20°C, foram obtidos com uma área dúctil superior a 80%. Além do mais, os valores de dureza variaram entre cerca de 300 - 320 Hv. Exemplo 5 - Avaliação do comportamento de Transformação por Resfriamento Contínuo (CCT) e microestrutural das composições 2 e 3, antes de tratamento térmico

[0091] Os diagramas CCT derivados de medidas dilatométricas das composições 2 e 3 são apresentados nas Figuras 7 e 9, respectivamente, para taxas de resfriamento de cerca de 0,2, 0,5, 5, 10, 30 e 50°C/s. As temperaturas de partida de transformação, mostradas nessas figuras, foram determinadas como o primeiro desvio de comportamento linear de ambas as curvas dilatométricas. Os tamanhos dos grãos austeníticos das composições 2 e 3 foram estimados como estando entre cerca de 20 e 30 μm, a partir de medidas em amostras resfriadas a cerca de 50°C/s. As Figuras 8 e 10 ilustram ainda micrografias ópticas das composições 2 e 3, resfriadas a taxas de 0,2, 0,5, 1, 10, 30 e 50°C/s.

[0092] Dos diagramas CCT medidos e das microestruturas observadas, o comportamento de transformação das composições 2 e 3 pode ser identificado. A bainita é o produto de transformação principal quando do resfriamento a cerca de 5°C/s a 30°C/s. A taxas de resfriamento mais baixas, ferrita poligonal é o constituinte principal. A martensita aparece na composição 2, a taxas de resfriamento de cerca de 10°C/s e na composição 3 a cerca de 30°C/s, e torna-se a fase dominante quando do resfriamento a cerca de 50°C/s em ambas as composições.

[0093] Várias diferenças significativas entre as duas composições podem ser também observadas. Em um aspecto, a taxas de resfriamento inferiores a cerca de 5°C/s na composição 2, a perlita é encontrada em grandes proporções, além da bainita. No entanto, na composição 3, uma microestrutura mais complexa foi observada, com uma parte com maior teor de bainita e alguma austenita mantida, além de perlita. Sem querer-se estar ligado à teoria, essa diferença pode ser atribuída ao teor de carbono mais baixo da composição 3, o que reduz a fração total de perlita, bem como as adições de elementos de liga de Cr e Nb, que promovem a formação de bainita.

[0094] Em outro aspecto, a crosta da bainita difere entre as composições 2 e 3. A despeito das temperaturas de transformação e dos tamanhos dos grãos austeníticos similares, a estrutura de bainita da composição 3 é geralmente mais fina do que aquela da composição 2. Sem querer-se estar ligado à teoria, acredita-se que essa observação seja uma consequência das adições dos elementos de liga Cr e Nb.

[0095] Em mais um aspecto, a tendência para a formação de martensita é mais forte na composição 2. Como discutido previamente, a taxa de resfriamento mais baixa, na qual a martensita foi observada na composição 2, foi de cerca de 10°C/s, enquanto que a taxa de resfriamento mais baixa, na qual a martensita foi observada na composição 3, foi de cerca de 30°C/s. De importância adicional é a observação que, ainda que a cerca de 30°C/s, apenas umas poucas manchas de martensita aparecem na composição 3, a concentração de martensita na composição 2 é similar ou mais alta do que aquela de bainita.

[0096] Dessas observações, pode-se entender que em uma composição 3 com baixo teor de carbono, a estrutura de bainita é favorecida por uma maior gama de taxas de resfriamento, em comparação com a composição 2. De novo, sem querer-se estar ligado à teoria, essa observação pode ser uma consequência das adições dos elementos de liga Cr e Nb.

[0097] Os valores de dureza das composições 2 e 3, em função das taxas de resfriamento, são também ilustrados nas Figuras 11A e 11B. Os cálculos feitos com o modelamento de Creusot- Loire (consultar Ph. Maynier, B. Jungmann, e J. Dollet, “Creusot-Loire system for the prediction of the mechanical properties of low alloy steel products”, Hardenability concepts with applications to steels, Ed. D.V. Doane e J. S. Kirkaldy, The Metallurgical Society of AIME (1978), p. 518) são apresentados nos mesmos gráficos para comparação (linha pontilhada). É significativo que, a despeito do seu teor de carbono mais baixo, a composição 3 apresenta um nível de dureza ligeiramente mais alto do que aquele da composição 2, para as taxas de resfriamento abaixo de cerca de 30°C/s.

[0098] Sem querer-se estar ligado à teoria, esse incremento em dureza pode ser atribuído ao refino microestrutural da composição 3 já mencionada. É também possível que, nas taxas de resfriamento mais baixas na composição 3, algum Nb dissolvido durante o estágio de austenização reprecipita como carbonetos finos, o que pode aumentar a dureza. Exemplo 6 - Avaliação mecânica das composições 2 e 3, na condição temperada

[0099] As propriedades de tração e impacto medidas para a composição 3 na condição temperada são apresentadas nas Tabelas 8 e 9 abaixo. As propriedades de dureza da composição 2 estão também presentes na Tabela 9. As micrografias SEM (microscopia eletrônica de varredura) para as composições são ilustradas nas Figuras 12A e 12B. Esses resultados ilustram o efeito do carbono na microestrutura e nas propriedades mecânicas das composições. Tabela 8 - Propriedades de tração da composição temperada 3

Tabela 9 - Energia de impacto e dureza das composições 2 e 3 temperadas

[00100] A microestrutura da composição temperada 2 era basicamente de martensita, com algumas regiões de bainita (Figura 12A). Além disso, a dureza da composição 2 era relativamente alta, em torno de 350 Hv. Com base na experiência com outros sistemas, uma tenacidade inferior era esperada para esse sistema e não foram conduzidos quaisquer ensaios de tração ou impacto.

[00101] Em contraste, a microestrutura temperada da composição 3 era predominantemente bainítica, com pequenas regiões de martensita (Figura 12B). Nesse caso, os ensaios de tração e impacto foram conduzidos e uma combinação benéfica de propriedades foi obtida. A tensão de escoamento foi medida como sendo aproximadamente 835 MPa (121 ksi), com uma baixa razão de tensão de escoamento para resistência a tração, em torno de 0,82. Além disso, a temperatura de transição de dúctil para frágil medida como aquela correspondente a uma área de cisalhamento de cerca de 50%, foi verificada como sendo cerca de -40°C. Adicionalmente, a energia de impacto foi medida como sendo substancialmente constante em torno de 160 J, entre cerca de -20°C e 20°C. Exemplo 7 - Avaliação mecânica das composições 2 e 3 - condição temperada e revenida

[00102] Do Exemplo 6, verificou-se que a condição temperada produziu propriedades benéficas no caso da composição 3. Para investigar o efeito de revenido nas composições 2 e 3, foram conduzidos ensaios e avaliações similares nas amostras das composições 2 e 3, na condição temperada e revenida.

[00103] As Figuras 13A e 13B apresentam micrografias de microscopia eletrônica de varredura da microestrutura das composições 2 e 3, na condição temperada e revenida. Em ambas as composições, a microestrutura era basicamente composta de bainita ligeiramente revenida. Havia também algumas pequenas regiões de martensita revenida, especialmente na composição 2, que possuía um maior teor de carbono.

[00104] Os resultados de dureza de pequenas amostras das composições 2 e 3, revenidas entre cerca de 400 e 700°C, são ilustrados na Figura 14. Pode-se observar que a resposta de ambas as composições apresentam uma evolução similar em dureza, com o aumento da temperatura de revenido. Como esperado, devido ao seu maior teor de carbono, a composição 2 foi verificada como apresentando uma maior dureza do que a composição 3, na condição temperada e em baixas temperaturas de revenido. Contrariamente, no entanto, para temperaturas de revenido superiores a cerca de 550°C, a dureza da composição 3 foi verificada como sendo superior àquela da composição 2.

[00105] Sem estar-se ligado à teoria, acredita-se que esses resultados podem ser uma consequência das adições dos elementos de liga Nb e Cr à composição 3. O primeiro deles pode induzir algum endurecimento por precipitação, enquanto que o último pode retardar a formação de partículas grosseiras de cementita.

[00106] Em vista dessas observações, os ensaios de tração e de energia de impacto foram conduzidos ainda em amostras das composições 2 e 3, que foram tratadas termicamente a uma temperatura em torno de 500°C. Os resultados do ensaio de tração são apresentados na Tabela 10, enquanto que as energias de impacto são apresentadas na Tabela 11. Tabela 10 - Propriedades de tração das composições 2 e 3 temperadas e revenidas (500°C)

Tabela 10 - Energia de impacto e dureza das composições 2 e 3 temperadas e revenidas (500°C @ 30 min)

[00107] Verificou-se que as propriedades mecânicas, após revenido a cerca de 500°C, por cerca de 30 min, apresentam uma boa combinação de resistência mecânica e tenacidade, em ambas as composições 2 e 3. As tensões de escoamento das composições 2 e 3 são cerca de 814 MPa (118 ksi) e as resistências a tração finais são cerca de 869 - 876 MPa (126 - 127 ksi).

[00108] As composições 2 e 3 apresentam ainda temperaturas de transição de dúctil para frágil abaixo de cerca de -60°C, com praticamente 100% de área de cisalhamento na faixa de temperatura examinada. As energias da parte superior, representando 100% da área de cisalhamento, foram cerca de 180 J em ambas as ligas, que é um bom valor, tendo em vista o nível de resistência mecânica que apresentam essas composições. Adicionalmente, as composições apresentaram apenas pequenas diferenças nas suas energias de impacto, cerca de 177 a 185 J na composição 2 versus cerca de 175 a 189 J na composição 3, pela faixa de temperatura de cerca de -40°C a 20°C.

[00109] Significativamente, a despeito das suas diferenças no teor de elementos de liga, as composições 2 e 3 apresentam propriedades de tração e energia de impacto praticamente idênticas. Sem querer-se estar ligado à teoria, em comparação com as composições químicas das duas composições, parece que a redução no teor de carbono na composição 3 é aproximadamente deslocado pelas adições dos elementos de liga Cr e Nb. Composições 2 e 3 - Sumário

[00110] O exame das composições 2 e 3, que foram resfriadas com ar após laminação a quente, depois reaquecidas e temperadas, apresentaram boa tenacidade, quando o teor de carbono foi mantido abaixo de cerca de 0,07% (composição 3). Além do mais, boas combinações de resistência mecânica e tenacidade foram obtidas quando de têmpera e revenido em temperaturas de cerca de 500°C. Neste caso, excelentes propriedades mecânicas foram obtidas para ambas as composições 2 e 3, com tensões de escoamento de cerca de 814 MPa (118 ksi) e energias de impacto de cerca de 175 - 179 J, a cerca de - 40°C. Adicionalmente, foram observas superfícies com fraturas quase que inteiramente dúcteis para a faixa de temperatura de ensaio estudada, com a temperatura de transição de dúctil para frágil bem abaixo de cerca de -60°C para ambos os materiais. Exemplo 7 - Simulações de ciclos térmicos na zona termicamente afetada (HAZ) da composição 2

[00111] Simulações de ciclos térmicos na HAZ foram feitas nas amostras da composição 2. O modelo Hannerz (N.E. Hannerz, “Effect of Cb on HAZ ductility in constructional HT steels”, Welding Journal, maio de 1975), cuja totalidade é incorporada por referência no presente relatório descritivo, foi usado para estimar a evolução térmica na HAZ, para diferentes condições de soldagem e geometrias de tubo. Os ciclos térmicos calculados foram reproduzidos no simulador termomecânico Gleeble. A microestrutura e a dureza das amostras tratadas termicamente foram analisadas posteriormente.

[00112] Esses resultados foram comparados àqueles correspondentes a um aço microligado com Nb-V de baixo teor de carbono, comercial, usado para a produção de tubos sem costura de parede grossa X65. O aço de Nb-V possuía aproximadamente os mesmos teores de carbono e valor Pcm da composição 2, mas sem adição de boro, como ilustrado na Tabela 12. Tabela 12 - Composição do aço de Nb-V e da composição 2

CE(Pcm) = [CE(Pcm)=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B]

[00113] Diferentes temperaturas de preaquecimento e cargas térmicas foram simuladas para os tubos de espessura de parede de cerca de 16 mm e/ou 25 mm (Tabela 13). Em todos os casos, a temperatura de reaquecimento máxima foi de cerca de 1.350°C, para ter o maior tamanho de grão austenítico possível. Esta condição é conhecida como sendo adversa para a tenacidade, em virtude da maior temperabilidade. Com relação às cargas térmicas (HI), valores entre cerca de 450 e 1.210 J/mm foram simulados, e as temperaturas de preaquecimento variaram de sem preaquecimento a aproximadamente 250°C. Tabela 13 - Condições de soldagem simuladas em Gleeble e resultados de dureza

* tempo de resfriamento entre 800°C e 500°C ** taxa de resfriamento média entre 800°C e 500°C

[00114] Para todos os ensaios, os resultados de dureza são apresentados na última coluna da Tabela 13. Considerar que cerca de 300 HV como a dureza máxima, que corresponde à dureza HAZ máxima especificada pelo padrão API 5L para tubos X65-X80 PSL2 (serviços em alto-mar). Da Tabela 13, fica claro que por uso de um preaquecimento de cerca de 150°C, a carga térmica mínima deve ser cerca de 500 J/mm, para a faixa de espessuras de parede analisadas. Sem o preaquecimento, a carga mínima seria aumentada a cerca de 950 J/mm em tubos com uma espessura de parede de cerca de 25 mm.

[00115] Quando da comparação da dureza medida em função da taxa de resfriamento média com os resultados obtidos para o aço de Nb-V, usando as mesmas condições de soldagem (Figura 15), fica claro que ambos os aços têm aproximadamente a mesma temperabilidade. Este resultado mostra que a composição 2 não tem quaisquer graves restrições de soldagem, porque apresenta substancialmente o mesmo comportamento de dureza em função da taxa de resfriamento que o aço X65 comercial.

[00116] Atualmente, não há qualquer especificação padrão para a dureza máxima na HAZ de X100 ou grau superior. No entanto, considerando-se o máximo especificado na norma API 5L para X80 PSL 2 (alto-mar), como uma referência, o aço da composição 2 vai satisfazer o requisito, quando do uso de um preaquecimento em torno de 150°C e uma carga térmica mínima de cerca de 500 J/mm.

[00117] Em suma, os aços de baixo teor de carbono, tendo adições de elementos de liga de boro e titânio, são apresentados. As impurezas de nitrogênio livre são substancialmente consumidas por reação com titânio, formando os precipitados de TiN. Os parâmetros de fundição são selecionados ainda de modo a inibir esses precipitados de formar partículas grosseiras. Por exemplo, por emprego de taxas de resfriamento superiores a cerca de 10 - 40°C/min, durante a fundição, precipitados finos de TiN, tendo um diâmetro médio inferior a cerca de 50 nm, podem ser obtidos. A remoção substancial de impurezas de nitrogênio livre propicia ainda que o boro livre se mantenha em solução sólida, aperfeiçoando a temperabilidade durante a decomposição da austenita. Essas composições podem ser resfriadas da laminação a quente em ar e temperadas, temperadas e revenidas, ou submetidas a resfriamento acelerado diretamente após laminação a quente, a taxas entre cerca de 5 e 50°C, produzindo um excelente equilíbrio de resistência mecânica e tenacidade.

[00118] Como usado em todo o relatório descritivo, o termo "cerca de' deve ser entendido como incluindo o seu significado comum, como entendido por aqueles versados na técnica. Quando o termo "cerca de" é usado no relatório descritivo, com relação a um valor particular ou uma faixa de valores, o valor exato ou a faixa de valores proporcionado é também considerado como parte da descrição.

[00119] Embora a descrição acima tenha mostrado, descrito e apontado as novas características fundamentais dos presentes ensinamentos, deve-se entender que várias omissões, substituições, variações e/ou adições, na forma de detalhe do aparelho, como ilustrado, bem como seus usos, podem ser feitos por aqueles versados na técnica, sem que se afaste do âmbito dos presentes ensinamentos. Consequentemente, o âmbito dos presentes ensinamentos não deve ser limitado à discussão acima, mas deve ser definido pelas reivindicações em anexo.

Claims

1. Método para produção de tubo de aço, caracterizado por consistir de prover uma composição de aço, % em peso, 0,04% a 0,12% de C; 0,01% a 0,03% de Ti; 0,0005% a 0,003% de B; menos que ou igual a 0,008% de N; 0,6% a 1,6% de Mn; 0, 05% a 0, 3% de Si; 0, 02% a 0, 5% de Ni; 0, 02% a 0, 5% de Cr; 0, 26% a 0, 5% de Mo; 0,002% a 0,15% de V; 0,003% a 0,05% de Nb; e restante de Fe; a concentração de cada elemento sendo baseada sob o peso total da composição do aço; em que 0,0005% a 0,002% de boro está em solução sólida; em que, substancialmente, todo o nitrogênio está presente na forma de partículas de TiN; e resfriar uma barra de fundição a partir da composição de aço, em que a taxa de resfriamento em torno do centro da barra é selecionada de modo que as partículas de TiN formadas na barra exibem um diâmetro médio menor do que 50 μm; em que a barra de aço é resfriada a partir da fundição a uma taxa maior do que 10°C/min em torno do centro da barra; formação de um tubo a partir da barra através do aquecimento da barra de aço entre 1200°C a 1300°C; penetração da barra de aço reaquecida a temperaturas variando entre 1100°C a 1200°C; e laminação a quente da barra de aço a temperaturas variando entre 900°C a 1100°C; seguido de resfriamento do tubo de aço no ar, a partir da laminação a quente, a uma taxa menor que 1°C/s; e, subsequentemente, austenitização e arrefecimento (têmpera) do tubo de aço laminado a quente enrolado; em que a laminação a quente alcança um tamanho de grão austenítico da microestrutura do tubo de aço, antes do resfriamento a partir da laminação a quente, dentro da faixa de 20 μm e 50 μm, e em que a microestrutura final do tubo de aço compreende uma mistura de bainita e martensita com até 30% de martensita se nenhum revenido for realizado após o arrefecimento e de 30% ou mais de martensita se revenido for realizado após o arrefecimento.

2. Método de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por a barra de aço ser resfriada a partir de uma taxa de fundição superior a 30°C/min em torno do centro da barra.

3. Método de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por os elementos da composição de aço serem selecionados nas concentrações de modo que a equivalência de carbono (CEPcm) da composição é menor que 0,22, onde CEPcm é calculada de acordo com:

em que a concentração de cada elemento é provida em % p/p.

4. Método de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por adicionalmente compreender o revenido do tubo de aço arrefecido a uma temperatura variando entre 400°C a 700°C por entre 10 minutos a 60 minutos.

5. Método para produção de tubo de aço, caracterizado por consistir de prover uma composição de aço, % em peso, 0,04% a 0,12% de C; 0,01% a 0,03% de Ti; 0,0005% a 0,003% de B; menos que ou igual a 0,008% de N; 0,8% a 1,6% de Mn; 0,05% a 0,3% de Si; 0,02% a 0,5% de Ni; 0,02% a 0,5% de Cr; 0,26% a 0,5% de Mo; 0,002% a 0,15% de V; 0,003% a 0,05% de Nb; e restante de Fe; a concentração de cada elemento sendo baseada sob o peso total da composição do aço; em que 0,0005% a 0,002% de boro está em solução sólida; em que, substancialmente, todo o nitrogênio na composição está presente na forma de partículas de TiN; e resfriar uma barra de fundição a partir da composição de aço, em que substancialmente todo o nitrogênio está presente na forma de partículas de TiN tendo um tamanho de diâmetro médio menor do que 50 μm; em que a barra de aço é resfriada a partir da fundição a uma taxa maior do que 10°C/min em torno do centro da barra; formação de um tubo a partir da barra através do aquecimento da barra de aço entre 1200°C a 1300°C; penetração da barra de aço reaquecida a temperaturas variando entre 1100°C a 1200°C; e laminação a quente da barra de aço a temperaturas variando entre 900°C a 1100°C; seguido de resfriamento do tubo de aço no ar diretamente após a laminação a quente a uma taxa entre 5°C/s a 50°C/s sem qualquer tratamento térmico subsequente; em que a laminação a quente alcança um tamanho de grão austenítico da microestrutura do tubo de aço, antes do resfriamento a partir da laminação a quente, dentro da faixa de 20 μm e 50 μm, e em que a microestrutura final do tubo de aço compreende uma mistura de bainita e martensita com até 30% de martensita.

6. Método de acordo com a reivindicação 5, caracterizado por o tubo ser resfriado diretamente a partir da laminação a quente a uma taxa entre 10°C/s a 50°C/s.

7. Método de acordo com a reivindicação 5, caracterizado por o tubo ser resfriado diretamente a partir da laminação a quente a uma taxa entre 10°C/s a 20°C/s.

8. Método de acordo com a reivindicação 5, caracterizado por a tensão de escoamento do tubo de aço após a laminação a quente e resfriamento, medida de acordo com a norma ASTM E8, ser pelo menos 100 ksi (690 MPa).

9. Método de acordo com a reivindicação 5, caracterizado por a energia de impacto Charpy V-notch do tubo, resistência do tubo de aço após laminação a quente e resfriamento, o tamanho total das amostras medido de acordo com a norma ASTM E23 ser maior que 220 J a temperaturas maiores ou iguais a -20°C.

10. Método de acordo com a reivindicação 5, caracterizado por a composição consistir em, % em peso: 0,05% a 0,10% de C; 0,015% a 0,025% de Ti; 0,0005% a 0,003% de B; menos que ou igual a 0,007% de N; 0,8% a 1,6% de Mn; 0,05% a 0,30% de Si; 0,02% a 0,4% de Ni; 0,02% a 0,3% de Cr; 0,26% a 0,3% de Mo; 0,002% a 0,1% de V; 0,003% a 0,04% de Nb; e restante de Fe.

11. Método para produção de tubo de aço, caracterizado por consistir de prover uma composição de aço, % em peso, 0,04% a 0,12% de C; 0,01% a 0,03% de Ti; 0,0005% a 0,003% de B; menos que ou igual a 0,008% de N; 0,8% a 1,6% de Mn; 0, 05% a 0, 3% de Si; 0, 02% a 0, 5% de Ni; 0, 02% a 0, 5% de Cr; 0, 26% a 0, 5% de Mo; 0,002% a 0,15% de V; 0,003% a 0,05% de Nb; e restante de Fe; a concentração de cada elemento sendo baseada sob o peso total da composição do aço; em que 0,0005% a 0,002% de boro está em solução sólida; em que, substancialmente, todo o nitrogênio na composição está presente na forma de partículas de TiN; e resfriar uma barra de fundição a partir da composição de aço, em que substancialmente todo o nitrogênio está presente na forma de partículas de TiN tendo um tamanho de diâmetro médio menor do que 50 μm; em que a barra de aço é resfriada a partir da fundição a uma taxa maior do que 10°C/min em torno do centro da barra; formação de um tubo a partir da barra através do aquecimento da barra de aço entre 1200°C a 1300°C; penetração da barra de aço reaquecida a temperaturas variando entre 1100°C a 1200°C; e laminação a quente da barra de aço a temperaturas variando entre 900°C a 1100°C; seguido de resfriamento do tubo de aço no ar diretamente após a laminação a quente a uma taxa menor que 1°C/s; e subsequentemente, austenitização e arrefecimento (têmpera) do tubo; em que a laminação a quente alcança um tamanho de grão austenítico da microestrutura do tubo de aço, antes do resfriamento a partir da laminação a quente, dentro da faixa de 20 μm e 50 μm, e em que a microestrutura final do tubo de aço compreende uma mistura de bainita e martensita com até 30% de martensita se nenhum revenido for realizado após o arrefecimento e de 30% ou mais de martensita se revenido for realizado após o arrefecimento.

12. Método de acordo com a reivindicação 11, caracterizado por a composição de aço consistir em, % em peso: 0,07% a 0,10% de C; 0,02% a 0,03% de Ti; 0,001% a 0,002% de B; menos que ou igual a 0,008% de N; 1,0% a 1,4% de Mn; 0,05% a 0,15% de Si; 0,02% a 0,4% de Ni; 0,02% a 0,35% de Cr; 0,26% a 0,3% de Mo; 0,002% a 0,1% de V; 0,003% a 0,04% de Nb; e restante de Fe.

13. Método de acordo com a reivindicação 12, caracterizado por o tubo de aço arrefecido ser subsequentemente revenido a uma temperatura entre 400°C a 600°C.

14. Método de acordo com a reivindicação 13, caracterizado por após a laminação a quente, resfriamento, austenitização e arrefecimento, a tensão de escoamento do tubo, medida de acordo com a norma ASTM E8, ser maior que 100ksi (690 MPa), e a energia de impacto Charpy V-notch da composição, medida de acordo com a norma ASTM E23 no tamanho total das amostras ser maior que 170J a temperaturas iguais ou superiores a -40°C.

15. Método de acordo com a reivindicação 11, caracterizado por a composição de aço consistir em, % em peso: 0,04% a 0,08% de C; 0,02% a 0,03% de Ti; 0,001% a 0,002% de B; menos que ou igual a 0,008% de N; 1,0% a 1,4% de Mn; 0,05% a 0,15% de Si; 0,02% a 0,35% de Cr; 0,26% a 0,3% de Mo; 0,002% a 0,1% de V; 0,03% a 0,04% de Nb; e restante de Fe.

16. Método de acordo com a reivindicação 15, caracterizado por o tubo de aço ser reaquecido na região austenítica e arrefecido sem subsequente revenido.

17. Método de acordo com a reivindicação 16, caracterizado por após laminação a quente, resfriamento, austenitização e arrefecimento, a tensão de escoamento do tubo, medida de acordo com a norma ASTM E8, ser maior que 100ksi (690 MPa), e a energia de impacto Charpy V-notch, medida de acordo com a norma ASTM E23 no tamanho total das amostras ser maior que 90J a temperaturas iguais ou superiores a -40°C.