BR112018069480B1

BR112018069480B1 - Tubo de aço sem costura de parede espessa de alta resistibilidade de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos

Info

Publication number: BR112018069480B1
Application number: BR112018069480-0A
Authority: BR
Inventors: Mitsuhiro Okatsu; Masao Yuga; Kenichiro Eguchi; Haruo Nakamichi
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2016-02-29
Filing date: 2016-11-18
Publication date: 2021-10-05
Also published as: BR112018069480A2; EP3425077A1; NZ744616A; EP3425077B1; EP3425077A4; WO2017149572A1; US20190055617A1; MX2018010364A; US10975450B2; AR107721A1

Abstract

"tubo de aço sem costura de parede espessa de alta resistibilidade de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos". trata-se de um tubo de aço sem costura de parede espessa de resistibilidade alta de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos que tem excelente resistência à ssc. o tubo de aço da presente invenção é um tubo de aço sem costura de parede espessa de resistibilidade alta de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos que tem uma espessura de parede de 40 mm ou mais e um limite de elasticidade de 758 mpa ou mais, sendo que o tubo de aço inclui uma composição que contém, em termos de % em massa, c: 0,25 a 0,31%, si: 0,01 a 0,35%, mn: 0,55 a 0,70%, p: 0,010% ou menos, s: 0,001% ou menos, 0: 0,0015% ou menos, ai: 0,015 a 0,040%, cu: 0,02 a 0,09%, cr: 0,8 a 1,5%, mo: 0,9 a 1,6%, v: 0,04 a 0,10%, nb: 0,005 a 0,05%, b: 0,0015 a 0,0030%, ti: 0,005 a 0,020%, e n: 0,005% ou menos, e que tem ti/n de 3,0 a 4,0, sendo que o saldo é fe e impurezas inevitáveis, em que uma taxa de frequência acumulativa em um ponto de medição no qual um grau de segregação de mo por uma expressão predeterminada é 1,5 ou mais é 1 % ou menos, e o tubo de aço tem 60,7/o ,4 de 1,02 ou menos na curva de tensão-deformação.

Description

CAMPO TÉCNICO

[0001] A presente invenção refere-se a um tubo de aço sem costura de parede espessa de resistibilidade alta para produtos tubulares petrolíferos ou poço de gás, o qual é excelente em resistência a cra- queamento de corrosão sob tensão de sulfeto (resistência SSC) especialmente em um ambiente ácido contendo sulfeto de hidrogênio. O termo “resistibilidade alta” referenciado no presente documento se refere a um caso que tem uma resistibilidade de 758 MPa ou mais (110 ksi ou mais) em termos de limite de elasticidade, e o termo “de parede espessa”se refere a um caso em que uma espessura de parede do tubo de aço é 40 mm ou mais.

TÉCNICA ANTECEDENTE

[0002] Nos últimos anos, a partir dos pontos de vista de um aumento substancial em preços de óleo bruto e esgotamento esperado de recursos de óleo no futuro próximo, o desenvolvimento de um campo de óleo de alta profundidade o qual tem, até agora, sido desconsiderado, ou um campo de óleo ou campo de gás, etc. em um ambiente corrosivo severo que é um, assim chamado, ambiente ácido que contém sulfeto de hidrogênio, etc. é realizado com entusiasmo. É exigido que os tubos de aço para produtos tubulares petrolíferos que são usados nesse ambiente tenham uma qualidade de material de modo que os mesmos tenham tanto resistibilidade alta quanto excelente resistência à corrosão (resistência a ácido).

[0003] Em resposta a essa exigência, por exemplo, o documento PTL 1 revela um aço para produtos tubulares petrolíferos que tem excelente resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto, o qual é composto de um aço de baixa liga que contém C: 0,2 a 0,35%, Cr: 0,2 a 0,7%, Mo: 0,1 a 0,5%, e V: 0,1 a 0,3% em termos de % em peso, e em que a quantidade total de carbonetos precipitados e a proporção de um carboneto do tipo MC entre os mesmos são prescritas.

[0004] Além disso, o documento PTL 2 revela um material de aço para produtos tubulares petrolíferos que tem excelente resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto, o qual contém C: 0,15 a 0,30%, Si: 0,05 a 1,0%, Mn: 0,10 a 1,0%, P: 0,025% ou menos, S: 0,005% ou menos, Cr: 0,1 a 1,5%, Mo: 0,1 a 1,0%, Al: 0,003 a 0,08%, N: 0,008% ou menos, B: 0,0005 a 0,010%, e Ca + O (oxigênio): 0,008% ou menos em termos de % em massa, e contém adicionalmente um ou mais selecionados dentre Ti: 0,005 a 0,05%, Nb: 0,05% ou menos, Zr: 0,05% ou menos, e V: 0,30% ou menos, e em que em relação a propriedades de inclusões em aço, um comprimento máximo de inclusões não metálicas contínuas e o número de grãos que têm um diâmetro de 20 μm ou mais são prescritos.

[0005] Além disso, o documento PTL 3 revela um aço para produtos tubulares petrolíferos que tem excelente resistência ao craquea- mento por corrosão sob tensão por sulfeto, o qual contém C: 0,15 a 0,35%, Si: 0,1 a 1,5%, Mn: 0,1 a 2,5%, P: 0,025% ou menos, S: 0,004% ou menos, Al sol.: 0,001 a 0,1%, e Ca: 0,0005 a 0,005% em termos de % em massa, e em que uma composição de inclusão não metálica à base de Ca e um óxido compósito de Ca e Al são prescritos, e a dureza do aço é prescrita por HRC.

[0006] A resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto de aço como denominada nas tecnologias reveladas nesses documentos PTLs 1 a 3 significa a presença ou ausência da geração de SSC quando se imerge um espécime de barra de tração redonda em um banho de teste descrito no TM0177 da NACE (uma abreviação de Associação Nacional de Engenharia de Corrosão) por 720 horas enquanto se aplica uma carga de tensão especificada de acordo com o método A do TM0177 da NACE. Por outro lado, nos últimos anos, para o propósito de assegurar mais segurança de tubos de aço para produtos tubulares petrolíferos, está sendo demandado que um valor de fator de intensidade de tensão KISSC de um ambiente ácido contendo sulfeto de hidrogênio obtido executando-se o ensaio de DCB ((viga cantiléver dupla (double cantilever beam)) como prescrito de acordo com o método D do TM0177 da NACE satisfaça um valor prescrito ou mais. A técnica anterior descrita acima não revela uma contramedida específica para melhorar esse valor KISSC.

[0007] Entretanto, o documento PTL 4 revela um aço de baixa liga para tubo de produtos tubulares petrolíferos com excelente resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto que tem um limite de elasticidade de 861 MPa ou mais, o qual contém, em termos de % em massa, C: 0,2 a 0,35%, Si: 0,05 a 0,5%, Mn: 0,05 a 1,0%, P: 0,025% ou menos, S: 0,01% ou menos, Al: 0,005 a 0,10%, Cr: 0,1 a 1,0%, Mo: 0,5 a 1,0%, Ti: 0,002 a 0,05%, V: 0,05 a 0,3%, B: 0,0001 a 0,005%, N: 0,01% ou menos, e O: 0,01% ou menos, e em que uma equação entre um meio valor de largura da face [211] e um coeficiente de difusão de hidrogênio é prescrito para um valor predeterminado. Essa literatura de patente também descreve os valores KISSC descritos acima nos exemplos de trabalho. LISTA DE CITAÇÕES LITERATURA DE PATENTE PTL 1: JP-A-2000-178682 PTL 2: JP-A-2001-172739 PTL 3: JP-A-2002-60893 PTL 4: JP-A-2005-350754

SUMÁRIO DA INVENÇÃO PROBLEMA TÉCNICO

[0008] No entanto, quase todos os valores KISSC nos exemplos de trabalho de PTL 4 dizem respeito a uma solução aquosa de (5% em massa de cloreto de sódio + 0,5% em massa de ácido acético) como saturada com um gás de sulfeto de hidrogênio em 0,1 atm (= 0,01 MPa) (denominada “banho A”). No entanto, a PTL 4 apresenta uns poucos exemplos de trabalho que usam uma solução aquosa de (5% em massa de cloreto de sódio + 0,5% em massa de ácido acético) como saturada com um gás de sulfeto de hidrogênio em 0,1 MPa (=1 atm) (denominada “banho B) a qual é considerada mais desvantajosa em relação ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto, e não é claro qual grau é um limite inferior de dispersão do valor KISSC. Além disso, na ocasião de usar uma junta de tubo de aço no poço de óleo ou poço de gás, em geral, o tubo e o tubo são unidos por um sistema de rosca. Nessa hora, um membro de parede espessa que tem um diâmetro maior do que o tamanho de um tubo de aço usado principalmente, o qual é chamado um acoplamento, se torna necessário. Uma vez que o acoplamento também é exposto ao ambiente ácido, é exigido que o mesmo seja excelente na resistência a craqueamento de corrosão sob tensão de sulfeto (resistência SSC) similar ao tubo de aço principal. No entanto, uma vez que esse tubo de aço sem costura para acoplamento tem a parede espessa, é difícil alcançar alto fortalecimento, e, em particular, é difícil atingir um produto de uma classificação de 758 MPa em termos de limite de elasticidade.

[0009] Em vista do problema supramencionado, a presente invenção foi desenvolvida, e um objetivo da mesma é fornecer um tubo de aço sem costura de parede espessa de resistibilidade alta de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos, que tenha uma espessura de parede de 40 mm ou mais e tenha excelente resistência a craquea- mento de corrosão sob tensão de sulfeto (resistência SSC) em um ambiente ácido, ao mesmo tempo em que tenha uma resistibilidade alta de 758 MPa ou mais em termos de limite de elasticidade, e, espe-cificamente, mostre de forma estável um alto valor KISSC.

SOLUÇÃO PARA O PROBLEMA

[0010] A fim de solucionar o problema supramencionado, os presentes inventores, em primeiro lugar, coletaram todos os três ou mais espécimes de DCB que têm uma espessura de 10 mm, uma largura de 25 mm e um comprimento de 100 mm a partir de tubos de aço sem costura que têm várias composições químicas e microestruturas de aço e que têm um limite de elasticidade de 758 MPa ou mais e uma espessura de parede de 44,5 a 56,1 mm com base no método D do TM0177 da NACE e forneceram para um ensaio de DCB. Como um banho de teste do ensaio de DCB, foi usada uma solução aquosa de (5% em massa de NaCl + 0,5% em massa de CH3COOH) a 24°C como saturada com um gás de sulfeto de hidrogênio de 0,1 MPa (1,0 atm). Os espécimes de DCB nos quais uma cunha foi introduzida sob uma condição predeterminada foram imersos nesse banho de teste por 336 horas, um comprimento a de uma rachadura gerada no espécime de DCB durante a imersão e uma carga de elevação P foram, então, medidos, e

foi calculado de acordo com a seguinte equação (2).

[0011] Aqui, a Figura 1 é uma vista esquemática de um espécime de DCB. Conforme mostrado na Figura 1, h é uma altura de cada braço do espécime de DCB; B é uma espessura do espécime de DCB; e Bn é uma espessura da alma do espécime de DCB. Para esses, valores numéricos prescritos no método D do TM0177 da NACE foram usados. Um alvo do valor KISSC foi definido em 26,4 MPa^m ou mais (24 ksi^polegada ou mais) a partir de um suposto defeito de entalhe máximo de produtos tubulares petrolíferos e aplicada condição de car-ga. Um gráfico que resulta de ordenação os valores KIssC obtidos com uma dureza média (dureza escala C de Rockwell) do tubo de aço sem costura fornecido com um espécime é mostrado na Figura 2. Foi observado que embora os valores KISSC obtidos pelo ensaio de DCB tendam a diminuir com um aumento da dureza do tubo de aço sem costura, os valores numéricos são amplamente dispersos mesmo na mesma dureza.

[0012] Como um resultado de investigações extensivas e intensivas em relação a uma causa dessa dispersão, foi determinado que um grau da dispersão é diferente dependendo de uma curva de tensão- deformação obtida quando se mede o limite de elasticidade de tubo de aço. A Figura 3 mostra exemplos da curva de tensão-deformação. Nas duas curvas de tensão-deformação de tubo de aço (uma linha sólida A e uma linha quebrada B) mostradas na Figura 3, embora os valores de tensão em uma deformação de 0,5 a 0,7% que correspondem à tensão de cedência não variem, uma das mesmas (linha quebrada B) revela cedência contínua, enquanto que a outra (linha sólida A) revela um ponto de cedência superior. Então, foi constatado que no aço que revela a curva de tensão-deformação (linha quebrada B) do tipo de cedência contínua, a dispersão no valor KISSCé grande. Os presentes inventores realizaram adicionalmente investigações extensivas e intensivas e ordenaram as dimensões da dispersão na valor KISSC por um valor

como uma razão entre uma tensão

em uma deformação de 0,7% para uma tensão

em uma deformação de 0,4% em uma curva de tensão-deformação. Como um resultado, foi constatado que conforme mostrado na Figura 4, regulando-se o

de tubo de aço sem costura para 1,02 ou menos (consultar círculos pretos no desenho), a dispersão no valor KISSC pode ser reduzida quando comparada ao caso em que o

é maior do que 1,02 (consultar círculos brancos no desenho). Quanto ao motivo pelo qual quando um valor da razão entre a tensão

em uma deforma ção de 0,7% e a tensão

em uma deformação de 0,4% na curva de tensão-deformação de tubo de aço sem costura é baixo, a dispersão do valor KISSC pode ser reduzida, o seguinte motivo pode ser considerado. Isto é, quando uma tensão é dada em um estado em que um entalhe inicial está presente como no ensaio de DCB, há uma possibilidade que deformação plástica seja causada em uma extremidade do entalhe, e no caso em que deformação plástica é causada, a sensibilidade ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto aumenta. Por outro lado, conforme mostrado na Figura 3, quando o

é alto, a saber, em uma região de deformação de 0,4 a 0,7%, no caso de um aço que tem propriedades de tração tais que cedência contínua ainda não é revelada, a deformação plástica de uma extremidade entalhada pode ser inibida. Assim, a sensibilidade ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto não muda, e um valor KISSC alto é obtido de forma estável.

[0013] A fim de regular de forma estável o

de tubo de aço sem costura para 1,02 ou menos, além de limitação de uma composição química de aço conforme descrito posteriormente, é exigido regular uma microestrutura de aço para martensita de modo que a curva de tensão-deformação não seja tornada um tipo de cedência contínua, suprimir a formação de uma microestrutura diferente de mar- tensita tanto quanto possível e, adicionalmente, aumentar uma temperatura de arrefecimento brusco durante arrefecimento brusco para solver sólido Mo tanto quanto possível com o propósito de aumentar uma quantidade de precipitação secundária de Mo. Em relação à quantidade de precipitação secundária descrita acima, Mo precipitado que tenha sido precipitado antes de arrefecimento brusco é definido como um precipitado primário, e Mo precipitado que é solvido sólido durante o arrefecimento brusco e precipitado após a têmpera é definido como um precipitado secundário.

[0014] Entretanto, a fim de aumentar o valor de CTG.4, é exigido submeter os grãos de cristal a refino de grão, e inversamente, a temperatura de arrefecimento brusco é, preferencialmente, inferior. A fim de torná-los compatíveis entre si, na produção de um tubo de aço sem costura, em primeiro lugar, a temperatura final de laminação de lami- nação a quente para formar um tubo de aço é aumentada, e após o final de laminação, é aplicado arrefecimento brusco direto (também denominado “DQ”; DQ se refere ao caso em que no estágio final de laminação a quente, o arrefecimento brusco é realizado imediatamente a partir de um estado em que a temperatura de tubo de aço ainda está alta). Isto é, quando a temperatura final de laminação é aumentada para de uma vez solver sólido Mo tanto quanto possível, e depois disso, a temperatura de arrefecimento brusco durante arrefecimento brusco e tratamento térmico de têmpera de tubo de aço é diminuída, tanto o aumento da quantidade de precipitação secundária de Mo descrita acima quanto o refino de grão dos grãos de cristal sejam tornados compatíveis entre si, de modo que o (CTG,7/CTG,4) possa ser regulado de forma estável para 1,02 ou menos. Além disso, após laminação a quente de tubo de aço, no caso em que DQ não é aplicável, realizando-se o arrefecimento brusco e tratamento térmico de têmpera diversas vezes, em particular, fazendo-se a temperatura de arrefecimento brusco inicial tão alta quanto 1.ggg°C ou superior, o efeito de DQ pode ser substituído.

[0015] Além disso, como um resultado de investigações extensivas e intensivas realizadas pelos presentes inventores, foi constatado que controlando-se a segregação de Mo da matéria-prima do tubo de aço, mesmo quando a espessura de parede é 4g mm ou mais, em relação ao valor KISSC,o alvo de 26,4 MPa^m ou mais pode ser mais alcançado de forma estável.

[0016] Conforme mostrado na Figura 5, em um corte transversal ortogonal longitudinal de um tubo de aço, uma amostra de espessura total em corte transversal de um local representativo na direção de circunferência foi coletada, e análise plana quantitativa de Mo foi realizada com um microanalisador de sonda de elétrons (EPMA). Como condições de medição de EPMA, uma tensão de aceleração foi definida em 20 kV, uma corrente de feixe foi definida em 0,5 μA, e um diâmetro de feixe foi definido em 10 μm; a medição foi realizada em 6.750.000 pontos em toda uma região retangular na direção de espessura de parede de 45 mm e a direção de circunferência de 15 mm; e uma concentração de Mo (% em massa) foi convertida com o uso de um curva de calibração preparada antecipadamente a partir de uma força de raios X característica de excitação orbital de Mo-K. A Figura 5 mostra um mapa de distribuição de concentração de Mo dentro do plano de medição. Uma região com cor profunda é uma parte de Mo concentrado. Como um resultado de medição de microdureza, se tornou claro que nessa parte de Mo concentrado, a dureza de aço aumenta para 1,1 vez no máximo. Então, foi observado que em um local de área endurecida em seguida à segregação de Mo, o valor KISSC diminui. Em particular, em um tubo de aço de parede espessa, o teor de Mo é alto com o propósito de assegurar uma resistibilidade alta, e a geração de um valor KISSC baixo devido a tal segregação de Mo se torna significativa. Assim, os presentes inventores realizaram um esforço para reduzir essa parte de Mo segregado que existe em um tubo de aço de parede espessa e, simultaneamente, investigaram a derivação de um índice de segregação suficiente para suprimir a geração de um local de valor KISSC baixo.

[0017] Então, os presentes inventores trataram estatisticamente os valores obtidos dividindo-se um valor de concentração de Mo (valor de Mo em EPMA) de um ponto de medição individual no momento da medição de análise plana quantitativa de EPMA descrita acima por uma concentração de Mo média (média de Mo em EPMA) de todos os pontos de medição e, então, prepararam um gráfico de taxa de frequência acumulativa conforme mostrado na Figura 6. Então, os presentes inventores constataram que nesse gráfico de taxa de frequência acumulativa, quando a taxa de frequência acumulativa versus o (valor de Mo em EPMA)/(média de Mo em EPMA) (doravante também denominada “grau de segregação de Mo”) de 1,5 ou mais é 1% ou menos (círculos pretos no desenho), não apenas a geração de um valor KISSC baixo é suprimida conforme mostrado na Figura 7 (círculos pretos no desenho), mas também, a dispersão do valor KISSCé pequena, de modo que 26,4 MPa^m ou mais seja alcançado de forma estável.

[0018] A fim de que a taxa de frequência acumulativa em que o grau de segregação de Mo é 1,5 ou mais possa ser regulada para 1% ou menos, é preferencial que mantendo-se um tarugo após a fundição de tarugo ser mantida em uma temperatura alta por um longo período de tempo, o átomo de Mo seja difundido em um sólido. Especificamente, é preferencial manter o tarugo a 1.100°C ou superior por pelo menos 5 horas ou mais. Em relação a essa manutenção de longo prazo em uma temperatura alta, quando comparado ao caso em que a manutenção é realizada na ocasião de aquecimento de lingote em lami- nação a quente durante a formação de um material preparado por fundição contínua de um lingote que tem um corte transversal redondo diretamente por equipamento de fundição contínua ou similar em um tubo de aço sem costura, no caso em que na ocasião de uma vez que se funde de modo contínuo o material em um tarugo que tem um corte transversal retangular e se forma o tarugo em um lingote que tem um corte transversal redondo por meio de laminação a quente, a manutenção do tarugo é realizada em uma temperatura alta por um longo período de tempo, especificamente a manutenção é realizada a 1.200°C ou superior por 20 horas ou mais, se torna desnecessário rea- lizar aquecimento de lingote durante a laminação a quente de formação de tubo de aço sem costura em um temperatura alta por um longo período de tempo, e o espessamento de grãos de cristal é suprimido, de modo que o valor de (CTO,4> é aumentado relativamente, de modo que o (GO,7/CTO,4) pode ser regulado de forma estável para 1,02 ou menos. Portanto, isso é eficaz.

[0019] No caso em que o equipamento de fundição contínua de tarugo ou o equipamento de laminação a quente para formar um placa semiacabada em um lingote que tem um corte transversal redondo não é fornecido, quando aquecimento a alta temperatura no qual o es- pessamento de grãos de cristal é permissível na ocasião de aquecimento de lingote em laminação a quente durante a formação de tubo de aço sem costura, especificamente aquecimento a 1.250°C ou superior e 1.270°C ou inferior é realizado, e, além disso, antes do tratamento de arrefecimento brusco e têmpera de tubo de aço, realizando-se tratamento de normalização (N) no qual o resultante é aquecido a 1.100°C ou superior e, então, mantido por pelo menos 5 horas ou mais, seguido por resfriamento a ar, o efeito de difusão de segregação de Mo obtido por laminação do lingote redondo após a manutenção do tarugo em uma temperatura alta por um longo período de tempo pode ser substituído.

[0020] Na forma supramencionada, um valor KISSC alto pode ser obtido de forma estável ao mesmo tempo em que alto fortalecimento de um tubo de aço sem costura de parede espessa que é usado em um ambiente ácido contendo sulfeto de hidrogênio.

[0021] A presente invenção foi efetuada com base em tais constatações e tem a seguinte essência.

[0022] [1] Um tubo de aço sem costura de parede espessa de re- sistibilidade alta de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos que tem uma espessura de parede de 40 mm ou mais e um limite de elas- ticidade de 758 MPa ou mais, sendo que o tubo de aço compreende uma composição que contém, em termos de % em massa,

[0023] C: 0,25 a 0,31%,

[0024] Si: 0,01 a 0,35%,

[0025] Mn: 0,55 a 0,70%,

[0026] P: 0,010% ou menos,

[0027] S: 0,001% ou menos,

[0028] O: 0,0015% ou menos,

[0029] Al: 0,015 a 0,040%,

[0030] Cu: 0,02 a 0,09%,

[0031] Cr: 0,8 a 1,5%,

[0032] Mo: 0,9 a 1,6%,

[0033] V: 0,04 a 0,10%,

[0034] Nb: 0,005 a 0,05%,

[0035] B: 0,0015 a 0,0030%,

[0036] Ti: 0,005 a 0,020%, e

[0037] N: 0,005% ou menos,

[0038] e que tem um valor de uma razão entre o teor de Ti e o teor de N (Ti/N) de 3,0 a 4,0,

[0039] sendo que o saldo é Fe e impurezas inevitáveis,

[0040] em que uma taxa de frequência acumulativa é 1% ou menos em vista de pontos de medição em que um grau de segregação de Mo é 1,5 ou mais a qual é medida em uma espessura total de um corte transversal ortogonal longitudinal do tubo, como definido pela seguinte expressão (A);

[0041] e

[0042] o tubo de aço tem um valor

, como uma razão entre uma tensão em uma deformação de 0,7% e uma tensão em uma deformação de 0,4% em uma curva de tensão-deformação, de 1,02 ou menos:

[0043] grau de segregação de Mo = (valor de Mo em EPMA)/(média de Mo em EPMA) (A)

[0044] em que

[0045] o (valor de Mo em EPMA) é um valor de concentração de Mo (% em massa) de um ponto de medição individual no momento da medição de análise plana quantitativa de EPMA; e

[0046] a (média de Mo em EPMA) é uma concentração de Mo média (% em massa) de todos os pontos de medição no momento da medição de análise plana quantitativa de EPMA.

[0047] [2] Tubo de aço sem costura de parede espessa de resisti- bilidade alta de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos como apresentado no item [1], o qual contém adicionalmente, além da composição, um ou mais selecionados dentre, em termos de % em massa,

[0048] W: 0,1 a 0,2%, e

[0049] Zr: 0,005 a 0,03%.

[0050] [3] Tubo de aço sem costura de parede espessa de resisti- bilidade alta de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos como apresentado no item [1] ou [2], o qual contém adicionalmente, além da composição, em termos de % em massa,

[0051] Ca: 0,0005 a 0,0030%,

[0052] e tem o número de inclusões não metálicas à base de óxido em aço que compreendem Ca e Al e que têm um diâmetro principal de 5 μm ou mais, cuja razão de composição satisfaz, em termos de % em massa, a seguinte equação (1), de 20 ou menos por 100 mm2:

[0053] O termo “resistibilidade alta” referenciado no presente documento se refere a um caso que tem uma resistibilidade de 758 MPa ou mais (110 ksi ou mais) em termos de limite de elasticidade, e o termo“de parede espessa” se refere a um caso em que uma espessura de parede do tubo de aço é 40 mm ou mais. Embora um valor limite superior do limite de elasticidade não seja limitado particularmente, o mesmo é, preferencialmente, 950 MPa. Além disso, embora um valor limite superior da espessura de parede não seja limitado particularmente,também, o mesmo é, preferencialmente, 60 mm.

[0054] Além disso, o tubo de aço sem costura de resistibilidade alta e baixa liga para produtos tubulares petrolíferos da presente invenção é excelente em resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto (resistência à SSC). A resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto ser excelente se refere ao caso em que, quando se usa um ensaio de DCB, como um banho de teste, uma solução aquosa misturada de 5% em massa de NaCl e 0,5% em massa de CH3COOH a 24°C saturada com um gás de sulfeto de hidrogênio de 0,1 MPa (1 atm), que é um ensaio de DCB de acordo com o método D do TM0177 da NACE, é realizado três vezes, o KISSCobtido de acordo com a equação (1) descrita acima é, de forma estável, 26,4 MPa^m ou mais em todas as três ocorrências do ensaio.

EFEITOS VANTAJOSOS DA INVENÇÃO

[0055] De acordo com a presente invenção, é possível fornecer um tubo de aço sem costura de parede espessa de resistibilidade alta de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos que tem excelente resistência a craqueamento de corrosão sob tensão de sulfeto (resistência SSC) em um ambiente saturado de gás de sulfeto de hidrogênio (ambiente ácido), ao mesmo tempo em que tem uma resistibilidade alta de 758 MPa ou mais em termos de limite de elasticidade e, em particular, que mostra de forma estável um valor KISSC alto. Esse tubo de aço pode ser usado como um tubo de aço sem costura de parede espessa de resistibilidade alta de baixa liga para acoplamento.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

[0056] A Figura 1 é uma vista esquemática de um espécime de DCB.

[0057] A Figura 2 é um gráfico que mostra uma relação entre dureza e valor KISSC de um tubo de aço.

[0058] A Figura 3 é um gráfico que mostra uma curva de tensão- deformação de tubos de aço que têm uma dispersão diferente no valor KISSC.

[0059] A Figura 4 é um gráfico que mostra o caso em que regulando-se (00,7/00,4) obtido a partir da curva de tensão-deformação de tubo de aço para 1,02 ou menos, uma dispersão no valor KISSC diminui.

[0060] A Figura 5 é um mapa que mostra uma região de medição de Mo segregado em um corte transversal ortogonal longitudinal de um tubo de aço e uma distribuição de concentração de Mo medida por um microanalisador de sonda de elétrons (EPMA).

[0061] A Figura 6 é um gráfico que mostra uma taxa de frequência acumulativa de um valor obtido dividindo-se um valor de Mo individual medido por um microanalisador de sonda de elétrons (EPMA) por um valor médio de todos os pontos de medição.

[0062] A Figura 7 é um gráfico que mostra o caso em que, quando a taxa de frequência acumulativa versus o grau de segregação de Mo de 1,5 ou mais é 1% ou menos, a dispersão do valor KISSC é reduzida.

DESCRIÇÃO DE MODALIDADES

[0063] O tubo de aço da presente invenção é um tubo de aço sem costura de parede espessa de resistibilidade alta de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos que tem uma espessura de parede de 40 mm ou mais e um limite de elasticidade de 758 MPa ou mais, sendo que o tubo de aço compreende uma composição que contém, em termos de % em massa, C: 0,25 a 0,31%, Si: 0,01 a 0,35%, Mn: 0,55 a 0,70%, P: 0,010% ou menos, S: 0,001% ou menos, O: 0,0015% ou menos, Al: 0,015 a 0,040%, Cu: 0,02 a 0,09%, Cr: 0,8 a 1,5%, Mo: 0,9 a 1,6%, V: 0,04 a 0,10%, Nb: 0,005 a 0,05%, B: 0,0015 a 0,0030%, Ti: 0,005 a 0,020%, e N: 0,005% ou menos, e que tem um valor de uma razão entre o teor de Ti e o teor de N (Ti/N) de 3,0 a 4,0, sendo que o saldo é Fe e impurezas inevitáveis, em que uma taxa de frequência acumulativa em um ponto de medição em que um grau de segregação de Mo em uma espessura total de um corte transversal ortogonal longitudinal do tubo, como definido pela seguinte expressão (A), é 1,5 ou mais é 1% ou menos, e o tubo de aço tem um valor

, como uma razão entre uma tensão em uma deformação de 0,7% e uma tensão em uma deformação de 0,4% em uma curva de tensão- deformação, de 1,02 ou menos:

[0064] grau de segregação de Mo = (valor de Mo em EPMA)/(média de Mo em EPMA) ... (A)

[0065] em que

[0066] o (valor de Mo em EPMA) é um valor de concentração de Mo (% em massa) de um ponto de medição individual no momento da medição de análise plana quantitativa de EPMA; e

[0067] a (média de Mo em EPMA) é uma concentração de Mo média (% em massa) de todos os pontos de medição no momento da medição de análise plana quantitativa de EPMA.

[0068] Antes de tudo, o motivo para limitar a composição química do tubo de aço da presente invenção é descrito. O termo “% em massa” é denominado doravante simplesmente como “%” a menos que indicado de outra forma.

[0069] C: 0,25 a 0,31%

[0070] C tem uma função de aumentar a resistibilidade de aço e é um elemento importante para assegurar a resistibilidade alta desejada. Além disso, C é um elemento para melhorar temperabilidade de arrefecimento brusco e, em particular, em um tubo de aço sem costura de parede espessa que tem uma espessura de parede de 40 mm ou mais, a fim de realizar alto fortalecimento para essa extensão em que o limite de elasticidade é 758 MPa ou mais, é exigido conter C de 0,25% ou mais. Por outro lado, quando o teor de C excede 0,31%, um aumento significativo de

é provocado, e uma dispersão no valor KISSC se torna grande. Por esse motivo, o teor de C é limitado a 0,25 a 0,31%. O teor de C é, preferencialmente, 0,29% ou menos.

[0071] Si: 0,01 a 0,35%

[0072] Si é um elemento que funciona como um desoxidante e que tem uma função de aumentar a resistibilidade de aço ao ser solvido sólido em aço e suprimir amolecimento rápido durante têmpera. A fim de obter esse efeito, é exigido conter 0,01% de Si ou mais. Por outro lado, quando o teor de Si excede 0,35%, inclusões à base de óxido grossas são formadas, e uma dispersão no valor KISSC se torna grande. Por esse motivo, o teor de Si é limitado a 0,01 a 0,35%, e, preferencialmente, 0,01 a 0,04%.

[0073] Mn: 0,55 a 0,70%

[0074] Mn é um elemento que tem uma função de aumentar a re- sistibilidade de aço através de uma melhoria em temperabilidade de arrefecimento brusco e de impedir que fragilização no limite de grão seja provocada devido a S por ligação a S e fixação de S como MnS, e, em particular, em um tubo de aço sem costura de parede espessa que tem uma espessura de parede de 40 mm ou mais, a fim de realizar alto fortalecimento em uma extensão tal que o limite de elasticidade seja de 758 MPa ou mais, é exigido conter 0,55% de Mn ou mais. Por outro lado, quando o teor de Mn excede 0,70%, um aumento signi-ficativo de (00,7/00,4) é provocado, e uma dispersão no valor KISSC se torna grande. Por esse motivo, o teor de Mn é limitado a 0,55 a 0,70%. O teor de Mn é, preferencialmente, 0,55 a 0,65%.

[0075] P: 0,010% ou menos

[0076] P mostra uma tendência a segregar em limites de grão ou similar em um estado de solução de sólido e a provocar rachadura por fragilização no limite de grão ou similar, e, portanto, é, desejavelmente, reduzido em quantidade tanto quanto possível. No entanto, o teor de até 0,010% é permissível. Assim, o teor de P é limitado a 0,010% ou menos.

[0077] S: 0,001% ou menos

[0078] S está presente principalmente como inclusões à base de sulfeto em aço e diminui ductilidade, tenacidade e resistência à corrosão, tal como resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto, etc. Há um caso em que S está parcialmente presente em um estado de solução de sólido; nesse caso, no entanto, S mostra uma tendência a segregar em limites de grão ou similar e provocar rachadura por fragilização no limite de grão ou similar. Assim, é desejado diminuir S tanto quanto possível. No entanto, uma diminuição excessiva na quantidade aumenta rapidamente os custos de fusão. Assim, na presente invenção, o teor de S é limitado a 0,001% ou menos em que efeitos adversos são permissíveis.

[0079] O (oxigênio): 0,0015% ou menos

[0080] O (oxigênio) é uma impureza inevitável e está presente como óxidos de Al, Si, e assim por diante no aço. Em particular, quando o número de óxidos grossos do mesmo é grande, uma dispersão no valor KISSC se torna grande. Por esse motivo, o teor de O (oxigênio) é limitado a 0,0015% ou menos em que efeitos adversos são permissí- veis. O teor de O (oxigênio) é, preferencialmente, 0,0010% ou menos.

[0081] Al: 0,015 a 0,040%

[0082] O Al funciona como um desoxidante e contribui para uma diminuição de N sólido solvido por ligação a N para formar AlN. A fim de obter esse efeito, é exigido conter 0,015% de Al ou mais. Por outro lado, quando o teor de Al excede 0,040%, inclusões à base de óxido aumentam tornando, desse modo, uma dispersão no valor KISSC grande. Por esse motivo, o teor de Al é limitado a 0,015 a 0,040%. O teor de Al é, preferencialmente, 0,020% ou mais, e, preferencialmente, 0,030% ou menos.

[0083] Cu: 0,02 a 0,09%

[0084] O Cu é um elemento que tem uma função de melhorar a resistência à corrosão, e quando uma quantidade ínfima do mesmo é adicionada, um produto de corrosão denso é formado, a formação e crescimento de cavidades que servem como um ponto de partida de SSC são suprimidos, e a resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto é notavelmente melhorada. Assim, na presente invenção, é exigido conter Cu de 0,02% ou mais. Por outro lado, quando o teor de Cu excede 0,09%, a trabalhabilidade a quente durante um processo de produção de tubo de aço sem costura é deteriorada. Por esse motivo, o teor de Cu é limitado a 0,02 a 0,09%. O teor de Cu é, preferencialmente, 0,03% ou mais, e, preferencialmente, 0,05% ou menos.

[0085] Cr: 0,8 a 1,5%

[0086] Cr é um elemento que contribui para um aumento na resis- tibilidade de aço através de uma melhoria em temperabilidade de arrefecimento brusco e melhora a resistência à corrosão. Além disso, Cr se liga a C para formar carbonetos, tais como à base de M3C, à base de M7C3 e carbonetos à base de M23C6, etc., durante a têmpera. Em particular, o carboneto à base de M3C melhora a resistência de amolecimento por têmpera de aço, diminui a ocorrência de uma mudança na resistibilidade devido à têmpera, e contribui para uma melhoria do limite de elasticidade. A fim de alcançar o limite de elasticidade de 758 MPa ou mais, é exigido conter Cr de 0,8% ou mais. Por outro lado, mesmo quando o teor de Cr excede 1,5%, o efeito é saturado, de modo que isso é economicamente desvantajoso. Por esse motivo, o teor de Cr é limitado a 0,8 a 1,5%. O teor de Cr é, preferencialmente, 0,9% ou mais, e, preferencialmente, 1,3% ou menos.

[0087] Mo: 0,9 a 1,6%

[0088] O Mo é um elemento que contribui para um aumento na re- sistibilidade de aço através de uma melhoria na temperabilidade de arrefecimento brusco e melhora a resistência à corrosão. Em relação a esse Mo, os presentes inventores deram atenção especialmente a um ponto de formação de um carboneto à base de M2C. Além disso, o Mo tem um efeito tal que o Mo forma o carboneto à base de M2C, e, em particular, o carboneto à base de M2C precipitado secundariamente após a têmpera melhora a resistência de amolecimento por têmpera de aço, diminui uma mudança em resistibilidade a ser provocada devido à têmpera, contribui para uma melhoria do limite de elasticidade, e converte o formato de curva de tensão-deformação de aço de um tipo de cedência contínua para um tipo de cedência. Em particular, no tubo de aço sem costura de parede espessa que tem uma espessura de parede de 40 mm ou mais, a fim de obter esse efeito, é exigido conter 0,9% de Mo ou mais. Por outro lado, quando o teor de Mo excede 1,6%, o carboneto à base de Mo2C se torna grosso e serve como um ponto de partida da rachadura por corrosão sob tensão por sulfeto provocando, desse modo, preferivelmente, uma diminuição do valor KISSC. Por esse motivo, o teor de Mo é limitado a 0,9 a 1,6%. O teor de Mo é, preferencialmente, 0,9 a 1,5%.

[0089] V: 0,04 a 0,10%

[0090] O V é um elemento que forma um carboneto ou um nitreto e contribui para o fortalecimento de aço. Em particular, no tubo de aço sem costura de parede espessa que tem uma espessura de parede de 40 mm ou mais, a fim de obter esse efeito, é exigido conter V de 0,04% ou mais. Por outro lado, quando o teor de V excede 0,10%, um carboneto à base de V é engrossado e se torna um ponto de partida da rachadura por corrosão sob tensão por sulfeto provocando, desse modo, preferivelmente, uma diminuição do valor KISSC. Por esse motivo, o teor de V é limitado a uma faixa de 0,04 a 0,10%. O teor de V é, preferenci- almente, 0,045% ou mais, e, preferencialmente, 0,055% ou menos.

[0091] Nb: 0,005 a 0,05%

[0092] O Nb é um elemento que atrasa a recristalização em uma região de temperatura de austenita (y) para contribuir para o refino de grãos y e funciona significativamente no refino de uma subestrutura inferior (por exemplo, um pacote, um bloco ou um sarrafo) de aço imediatamente após arrefecimento brusco. A fim de obter esse efeito, é exigido conter Nb de 0,005% ou mais. Por outro lado, mesmo quando o teor de Nb excede 0,05%, é promovida a precipitação de um precipitado grosso (NbN), que resulta em deterioração da resistência ao cra- queamento por corrosão sob tensão por sulfeto. Por esse motivo, o teor de Nb é limitado a 0,005 a 0,05%. O pacote como denominado no presente documento é definido como uma região composta de um grupo de sarrafos dispostos em paralelo e que têm o mesmo plano habitual de cristal, e o bloco é composto de um grupo de sarrafos paralelos que tem a mesma orientação. O teor de Nb é, preferencialmente, 0,008% ou mais, e, preferencialmente, 0,45% ou menos.

[0093] B: 0,0015 a 0,0030%

[0094] O B é um elemento que contribui para uma melhoria nas propriedades de arrefecimento brusco em um teor reduzido, e na presente invenção, é exigido conter 0,0015% de B ou mais. Por outro lado, mesmo quando o teor de B excede 0,0030%, o efeito é saturado, ou inversamente, um efeito desejado não pode ser esperado devido à formação de um boreto de Fe (Fe-B), de modo que isso é economicamente desvantajoso. Por esse motivo, o teor de B é limitado a 0,0015 a 0,0030%. O teor de B é, preferencialmente, 0,0020% a 0,0030%.

[0095] Ti: 0,005 a 0,020%

[0096] O Ti forma um nitreto e diminui N excessivo no aço tornando, desse modo, o efeito de B descrito acima, eficaz. Além disso, o Ti é um elemento que contribui para impedir que espessamento seja pro- vocado devido a um efeito de fixação de grãos de austenita durante arrefecimento brusco de aço. A fim de obter esse efeito, é exigido conter Ti de 0,005% ou mais. Por outro lado, quando o teor de Ti excede 0,020%, a formação de um nitreto do tipo MC grosso (TiN) é acelerado durante a fundição, que resulta em bastante espessamento de grãos austenita durante o arrefecimento brusco. Por esse motivo, o teor de Ti é limitado a 0,005 a 0,020%. O teor de Ti é, preferencialmente, 0,009% ou mais, e, preferencialmente, 0,016% ou menos.

[0097] N: 0,005% ou menos

[0098] N é uma impureza inevitável em aço e se liga a um elemento que forma um nitreto de Ti, Nb, Al, ou similar, para formar um precipitado do tipo MN. Além disso, o N em excesso que permanece após formar esse nitreto também se liga a B para formar um precipitado de BN. Nessa ocasião, o efeito para melhorar temperabilidade de arrefecimento brusco devido à adição de B é perdido, e, portanto, é preferencial que o excesso de N seja diminuído tanto quanto possível. O teor de N é limitado a 0,005% ou menos.

[0099] Razão entre teor de Ti e teor de N (Ti/N): 3,0 a 4,0

[00100] A fim de que tanto o efeito de fixação de grãos de austenita devido à formação de um nitreto de TiN pela adição de Ti quanto o efeito de melhorar a temperabilidade de arrefecimento brusco devido à adição de B através de prevenção da formação de BN devido à supressão de N em excesso possam ser tornados compatíveis entre si, o Ti/N é prescrito. No caso em que o Ti/N é inferior a 3,0, o excesso de N é gerado, e BN é formado, de modo que o B sólido solvido durante o arrefecimento brusco é insuficiente. Como um resultado, a microestru- tura no final de arrefecimento brusco se torna uma estrutura de mar- tensita e bainita, ou martensita e ferrita, de múltiplas fases e a curva de deformação-tensão após a têmpera dessa estrutura de múltiplas fases se torna um tipo de cedência contínua, de modo que o valor de (αo,7/αo,4) aumenta amplamente. Por outro lado, no caso em que a Ti/N excede 4,0, o efeito de fixação de grãos de austenita é deteriorado devido ao espessamento de TiN, e a estrutura de grão fina exigida não é obtida. Por esse motivo, a Ti/N é limitada a 3,0 a 4,0.

[00101] O saldo além dos componentes descritos acima é Fe e impurezas inevitáveis. Além da composição básica descrita acima, um ou mais selecionados dentre W: 0,1 a 0,2% e Zr: 0,005 a 0,03% podem ser selecionados e contidos, caso desejado. Além do exposto acima, Ca de 0,0005 a 0,0030% pode ser contido, e o número de inclusões não metálicas à base de óxido em aço que compreendem Ca e Al e que têm um diâmetro principal de 5 μm ou mais, cuja razão de composição satisfaz uma relação: (

, em termos de % em massa, pode ser 20 ou menos por 100 mm2.

[00102] W: 0,1 a 0,2%

[00103] Similar ao Mo, o W forma um carboneto para contribuir para um aumento na resistibilidade devido ao endurecimento da precipitação, e segrega, em uma solução de sólido, em limites de grão de aus- tenita anteriores contribuindo, desse modo, para uma melhoria na resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto. A fim de obter esse efeito, é desejado conter 0,1% de W ou mais. No entanto, quando o teor de W excede 0,2%, a resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto é deteriorada. Por esse motivo, no caso em que W é contido, o teor de W é limitado a 0,1 a 0,2%.

[00104] Zr: 0,005 a 0,03%

[00105] Similar ao Ti, o Zr forma um nitreto e é eficaz para suprimir o crescimento de grãos de austenita durante o arrefecimento brusco devido a um efeito de fixação. A fim de obter o efeito exigido, é desejado conter 0,005% de Zr ou mais. Por outro lado, mesmo quando o teor de Zr excede 0,03%, o efeito é saturado. Por esse motivo, o teor de Zr é limitado a 0,005 a 0,03%.

[00106] Ca: 0,0005 a 0,0030%

[00107] O Ca é eficaz para impedir entupimento de bocal durante fundição contínua. A fim de obter o efeito exigido, é desejado conter 0,0005% de Ca ou mais. Por outro lado, o Ca forma uma inclusão não metálica à base de óxido complexada com Al, e, em particular, no caso em que o teor de Ca excede 0,0030%, um grande número de inclusões não metálicas à base de óxido grossas estão presentes deteriorando, desse modo, a resistência ao craqueamento por corrosão sob tensão por sulfeto. Especificamente, em vista do fato de que as inclusões nas quais uma razão de composição entre o óxido de Ca (CaO) e o óxido de Al (Al2O3) satisfaz a equação (1) em termos de % em massa apresentarem especialmente efeitos adversos, é desejado regular o número de inclusões que têm um diâmetro principal de 5 μm ou mais e que satisfazem a equação (1) para 20 ou menos por 100 mm2. O número de inclusões pode ser calculado da seguinte maneira. Isto é, a partir de um local opcional na direção de circunferência de uma extremidade de um tubo de aço, uma amostra para microscópio eletrônico de varredura (SEM) de um corte transversal ortogonal longitudinal do tubo é coletada, e em relação a essa amostra, pelo menos três locais da superfície externa do tubo, do centro da espessura de parede e da superfície interna são submetidos à observação em SEM de inclusões, uma composição química é analisada com um analisador de raios X característico anexado ao SEM, e o número de inclusões é calculado a partir dos resultados de análise. Por esse motivo, no caso em que Ca é contido, o teor de Ca é limitado a 0,0005 a 0,0030%. Além disso, nesse caso, o número de inclusões não metálicas à base de óxido em aço que compreende de Ca e Al e que têm um diâmetro principal de 5 μm ou mais, cuja razão de composição satisfaz, em termos de % em massa, a seguinte equação (1), é limitado a 20 ou menos por 100 mm2. O teor de Ca é, preferencialmente, 0,0010% ou mais, e, prefe- rencialmente, 0,0016% ou menos.

[00108] O número de inclusões descrito acima pode ser controlado controlando-se a quantidade carregada de Al durante tratamento com Al acalmado a ser realizado após o término de refino de descarbone- tação e a adição de Ca em uma quantidade em conformidade com os valores analisados de Al, O, e Ca em um aço fundido antes da adição de Ca.

[00109] Na presente invenção, embora não seja particularmente necessário limitar o método de produção de uma matéria-prima do tubo de aço que tem a composição descrita acima, é preferencial que um aço fundido que tem a composição descrita acima seja refinado por um método de refino usualmente conhecido com o uso de um conversor, um forno elétrico, um forno de fusão a vácuo, ou similar, uma vez fundido em um tarugo que tem um corte transversal retangular por um método de fundição contínua, um método de produção de tarugo em lingote, ou similar, e o tarugo é submetido à equalização de temperatura a 1.250°C ou superior por 20 horas ou mais, e é subsequentemente formado em um lingote que tem um corte transversal redondo como uma matéria-prima do tubo de aço por meio de laminação a quente reduzindo, desse modo, a segregação de Mo. A matéria-prima do tubo de aço é formada em um tubo de aço sem costura por uma formação a quente. No método de formação a quente, após perfuração com furador, a matéria-prima do tubo de aço é formada em uma espessura predeterminada por qualquer método de laminação de mandril e lami- nação de plugue, e depois disso, laminação a quente é realizada até redução apropriada de diâmetro de laminação. A fim de regular de forma estável o (00,7/00,4) para 1,02 ou menos, é desejado realizar arrefecimento brusco direto (DQ) após a laminação a quente. Além disso, é exigido impedir a ocorrência do caso em que quando a microes- trutura no final desse DQ se torna uma estrutura de múltiplas fases de martensita e bainita, ou martensita e ferrita, após o arrefecimento brusco e o tratamento térmico de têmpera subsequentes, o diâmetro de grão de cristal de aço e a quantidade de precipitação secundária de Mo ou similar se tornam heterogêneos, de modo que o valor de (αo,7/αo,4) não se torna estável. Por este motivo, a fim de que o começo de DQ possa ser realizado a partir de uma região de fase única de austenita, a temperatura final de laminação a quente é, preferencialmente, de 950°C ou superior. Por outro lado, a temperatura final de DQ é, preferencialmente, 200°C ou inferior. Após formar o tubo de aço sem costura, a fim de alcançar o limite de elasticidade alvo de 758 MPa ou mais, o arrefecimento brusco (Q) e têmpera (T) do tubo de aço são realizados. Do ponto de vista de refino de grão de grãos de cristal de aço, é preferencial que o arrefecimento brusco e tratamento térmico de têmpera sejam realizados repetidamente pelo menos duas vezes. Nesse tempo, do ponto de vista de refino de grão, a temperatura de arrefecimento brusco é, preferencialmente, definida em 930°C ou inferior. Por outro lado, no caso em que a temperatura de arrefecimento brusco é inferior a 860°C, solução de sólido de Mo ou similar é insuficiente, de modo que a quantidade de precipitação secundária após o final da têmpera subsequente não pode ser assegurada. Por esse motivo, a temperatura de arrefecimento brusco é definida, preferencialmente, em 860 a 930°C. A fim de evitar a retransformação de austeni- ta, é exigido que a temperatura de têmpera seja uma temperatura Ac1 ou inferior; no entanto, quando a mesma é inferior a 650°C, a quantidade de precipitação secundária de Mo ou similar não pode ser assegurada. Por esse motivo, é preferencial definir a temperatura de têmpera para pelo menos 650°C ou superior.

[00110] No caso em que a formação de um lingote que tem um corte transversal redondo por meio de laminação a quente após a equali- zação de temperatura de tarugo, DQ após laminação a quente do lingote, ou similar não pode ser realizada devido à restrição de equipamento, realizando-se aquecimento de lingote em uma temperatura superior a uma temperatura no método usual no momento de laminação a quente para formação em um tubo de aço sem costura e a realização de um tratamento de normalização (N) em que antes de realizar o arrefecimento brusco e tratamento térmico de têmpera, o tubo de aço resfriado a ar após a laminação a quente é aquecido a 1.100°C ou superior e mantido por pelo menos 5 horas, seguido por resfriamento a ar, o efeito de redução de segregação de Mo pela equalização de temperatura de tarugo descrita acima pode ser substituído.

[00111] A seguir, as propriedades do tubo de aço da presente invenção são descritas.

[00112] Uma taxa de frequência acumulativa na qual um grau de segregação de Mo em uma espessura total de um corte transversal ortogonal longitudinal do tubo é 1,5 ou mais é 1% ou menos.

[00113] Como descrito previamente, a segregação de Mo afeta uma redução do valor KISSC. A fim de quantificar essa segregação de Mo, os presentes inventores derivaram um método no qual um estado de segregação de Mo capaz de suprimir uma redução do valor KISSCé definido de acordo com um gráfico de taxa de frequência acumulativa que é obtido definindo-se um valor obtido dividindo-se uma concentração de Mo (valor de Mo em EPMA) de um ponto de medição individual obtido pela análise plana de EPMA por uma concentração de Mo média (média de Mo em EPMA) de todos os pontos de medição como um grau de segregação de Mo e tratando-se estaticamente esse grau de segregação de Mo. Então, quando o grau de segregação de Mo é 1,5 ou mais, um aumento de uma dureza local da parte segregada é signi-ficativo; no entanto, quando sua taxa de frequência acumulativa é 1% ou menos, a influência contra o valor KISSC desaparece substancial- mente. Portanto, na presente invenção, a taxa de frequência acumula- tiva em um ponto de medição em que o grau de segregação de Mo é 1,5 ou mais é limitada a 1% ou menos. A redução da segregação de Mo pode ser alcançada por um método no qual a matéria-prima do tubo de aço não é fundida diretamente em um lingote redondo, mas a matéria-prima do tubo de aço é uma vez formada em um tarugo, e o tarugo é submetido à equalização de temperatura em uma temperatura alta por um longo período de tempo, seguida por formação em um lingote redondo por meio de laminação a quente; um método em que mesmo no caso de um lingote fundido diretamente, um tubo de aço sem costura é submetido à laminação a quente, e, então, antes de ar-refecimento brusco e têmpera, é submetido a tratamento de normalização por um longo período de tempo; ou similar. Na medição de EPMA, é usada uma amostra de espessura total de um corte transversal ortogonal longitudinal do tubo coletada a partir de um local opcional de uma amostra de extremidade de tubo coletada no estágio em que a têmpera final é terminada na direção de circunferência, e sua região de medição é definida como uma região retangular definida por toda a direção de espessura de parede e a direção de circunferência que corresponde a cerca de 1/3 da espessura de parede. Como para as condições de medição de EPMA, uma tensão de aceleração é definida em 20 kV, uma corrente de feixe é definida em 0,5 μA, e um diâmetro de feixe é definido em 10 μm. A região retangular descrita acima é medida, e uma concentração de Mo (% em massa) em cada ponto de medição individual é calculada com o uso de uma curva de calibração preparada antecipadamente a partir de uma força de raios X característica de excitação orbital de Mo-K.

[00114] A seguir, é descrito o motivo para limitar as propriedades mecânicas do tubo de aço da presente invenção.

[00115] O valor de

, como uma razão entre uma tensão

em uma deformação de 0,7% e uma tensão

em uma deformação de 0,4% na curva de tensão-deformação, é 1,02 ou menos.

[00116] Como descrito previamente, a dispersão no valor KISSC é amplamente diferente de acordo com o formato da curva de tensão- deformação de aço. Os presentes inventores realizaram investigações extensivas e intensivas em relação a esse ponto. Como um resultado, foi constatado que no caso em que o valor de

, como uma razão entre uma tensão

em uma deformação de 0,7% e uma tensão

em uma deformação de 0,4% na curva de tensão- deformação, é 1,o2 ou menos, a dispersão no valor KISSC é reduzida. Por esse motivo, o

é limitado a 1,02 ou menos.

[00117] Na presente invenção, o limite de elasticidade, a tensão

em uma deformação de 0,4%, e a tensão

em uma deformação de o,7% podem ser medidos pelo ensaio de tração em conformidade com JIS Z2241.

[00118] Além disso, embora a microestrutura da presente invenção não seja limitada particularmente, desde que a estrutura seja composta de martensita como uma fase principal, sendo que o saldo é uma ou mais estruturas de ferrita, austenita residual, perlita, bainita, e similares em uma razão de área entre 5% ou menos, o objetivo da invenção do presente pedido pode ser alcançado.

EXEMPLO 1

[00119] A presente invenção é descrita aqui abaixo em mais detalhes por referência a Exemplos.

[00120] Um aço de cada uma das composições mostradas na Tabela 1 foi refinado pelo método de conversor e, então, fundido continuamente para preparar um tarugo ou um lingote que tem um corte transversal redondo. A placa semiacabada foi formada em um lingote que tem um corte transversal redondo por um método de produção de lingote de matéria-prima conforme mostrado em cada uma das Tabelas 2 a 4. Depois disso, esse lingote que tem um corte transversal redondo foi usado como uma matéria-prima e aquecido e mantido em uma temperatura de aquecimento de lingote mostrada em cada uma das Tabelas 2 a 4, e, então, laminado a quente por processo de redução de diâmetro - laminação de plugue - perfuração Mannesmann formando, desse modo, em cada um dos tubos de aço sem costura de parede espessa mostrados na Tabelas 2 a 4.

[00121] O tubo de aço foi resfriado para temperatura ambiente (35 °C ou inferior) por meio de arrefecimento brusco direto (DQ) ou resfriamento a ar (0,1 a 0,3°C/s) e, então, tratado termicamente sob uma condição de tratamento térmico de tubo de aço mostrada nas Tabelas 2 a 4 (temperatura Q1: primeira temperatura de arrefecimento brusco, temperatura T1: primeira temperatura de têmpera, temperatura Q2: segunda temperatura de arrefecimento brusco, e temperatura T2: segunda temperatura de têmpera). Nos tubos de aço Nos. 8 e 9, antes do tratamento de arrefecimento brusco e têmpera de tubo de aço, foi realizado um tratamento de normalização (N) de aquecimento do tubo de aço a 1.100°C ou superior e manutenção por pelo menos 5 horas, seguido por resfriamento a ar. Uma amostra para medição de EPMA de um corte transversal ortogonal longitudinal, um espécime de tração em paralelo à direção longitudinal de tubo, e um espécime de DCB foram, cada um, tirados de um local opcional na direção de circunferência de uma extremidade do tubo no estágio final de tratamento térmico de têmpera final. Os três ou mais espécimes de DCB foram tirados respectivamente de todos os tubos de aço.

[00122] Com o uso das amostras de medição de EPMA coletadas, a análise plana quantitativa de EPMA foi realizada sob condições em uma tensão de aceleração de 20 kV, uma corrente de feixe de 0,5 μA e um diâmetro de feixe de 10 μm (número de pontos de medição: 6.750.000) em relação a uma região retangular predeterminada, e uma concentração de Mo (% em massa) em cada ponto de medição individual foi calculada com o uso de uma curva de calibração preparada antecipadamente a partir de uma força de raios X característica de excitação orbital de Mo-K. Esse valor foi dividido por um valor médio de todos os pontos de medição e foi definido como um grau de segregação de Mo, após tratamento estatístico, um gráfico de taxa de frequência acumulativa foi preparado, e a taxa de frequência acumulativa no ponto de medição em que o grau de segregação de Mo foi 1,5 ou mais foi lida.

[00123] Além disso, com o uso do espécime de tração coletada, um limite de elasticidade, uma tensão

em uma deformação de 0,4%, e uma tensão

em uma deformação de 0,7% foram medidos realizando-se o ensaio de tração em conformidade com o JIS Z2241.

[00124] Além disso, com o uso dos espécimes de DCB coletada, o ensaio de DCB foi realizado em conformidade com o método D do TM0177 da NACE. Como um banho de teste do ensaio de DCB, foi usada uma solução aquosa de (5% em massa de NaCl + 0,5% em massa de CH3COOH) a 24°C como saturada com um gás de sulfeto de hidrogênio de 0,1 MPa (1,0 atm). Os espécimes de DCB nos quais uma cunha havia sido introduzida sob uma condição predeterminada foram imersos nesse banho de teste por 336 horas, um comprimento a de uma rachadura gerada nos espécimes de DCB durante a imersão e uma carga de elevação P foram, então, medidos, e KISSC (MPa^m) foi calculado de acordo com a seguinte equação (2).

[00125] No caso em que o limite de elasticidade foi 758 MPa ou mais, esse foi julgado aceito. Além disso, no caso em que em todos os três espécimes de DCB, o valor KISSC foi 26,4 MPa^m ou mais, esse foi julgado aceito.

[00126] Aqui, h é uma altura de cada braço do espécime de DCB; B é uma espessura do espécime de DCB e Bn é uma espessura da alma do espécime de DCB. Para esses, os valores numéricos prescritos no método D do TM0177 da NACE foram usados (consultar a Figura 1). TABELA 1

As porções sublinhadas estão fora do escopo da presente invenção. O saldo além dos componentes descritos acima é Fe e impurezas inevitáveis. TABELA 2

TABELA 3

As porções sublinhadas estão fora do escopo da presente invenção. TABELA 4

As porções sublinhadas estão fora do escopo da presente invenção.

[00127] Em todos os tubos de aço 1 a 10 que estão dentro do escopo da presente invenção em termos da composição química, a taxa de frequência acumulativa no ponto de medição de EPMA em que o grau de segregação de Mo é 1,5 ou mais, e

, o limite de elas-ticidade foi 758 MPa ou mais, e todos os valores KISSC obtidos no ensaio de DCB de todos os três espécimes satisfizeram o alvo de 26,4 MPa^m ou mais sem serem amplamente dispersos.

[00128] Por outro lado, nos Exemplos Comparativos 11, 12, e 13 nos quais embora a composição química fosse compatível com o escopo da presente invenção, o tratamento de redução de segregação não foi realizado, e a taxa de frequência acumulativa no ponto de medição de EPMA no que o grau de segregação de Mo é 1,5 ou mais foi mais do que o escopo da presente invenção, o valor KISSC foi amplamente disperso, e um dos três espécimes no ensaio de DCB não satisfez o alvo de 26,4 MPa^m ou mais.

[00129] De modo similar, no Exemplo Comparativo 14 no qual, embora a composição química fosse compatível com o escopo da presente invenção, a temperatura de têmpera final foi baixa, ou no Exemplo Comparativo 15 no qual a temperatura de arrefecimento brusco antes da têmpera final foi baixa, o

ficou fora do escopo da presente invenção. Como um resultado, o valor KISSC foi amplamente disperso, e um dos três espécimes no ensaio de DCB não satisfez o alvo de 26,4 MPa^m ou mais.

[00130] Além disso, nos Exemplos Comparativos 16 (aço No. J), 18 (aço No. L), 20 (aço No. N) e 21 (aço No. O), nos quais os teores de C, Mn, Cr e Mo da composição química foram menores do que os limites inferiores do escopo da presente invenção, o limite de elasticidade alvo de 758 MPa ou mais não pode ser alcançado.

[00131] Nos Exemplos Comparativos 17 (aço No. K), 19 (aço No. M) e 22 (aço No. P), nos quais os teores de C, Mn e Mo da composição química foram maiores do que os limites superiores do escopo da pre-sente invenção, o

ficou fora do escopo da presente invenção. Como um resultado, o valor KISSC foi amplamente disperso, e um ou dois dos três espécimes no ensaio de DCB não satisfez o alvo de 26,4 MPa^m ou mais.

[00132] Além disso, no Exemplo Comparativo 23 (aço No. Q), no qual o teor de B da composição química foi menor do que o limite inferior do escopo da presente invenção, o

ficou fora do escopo da presente invenção. Como um resultado, o valor KISSC foi amplamente disperso, e dois dos três espécimes no ensaio de DCB não satisfez o alvo de 26,4 MPa^m ou mais.

[00133] No Exemplo Comparativo 24 (aço No. R), no qual a razão Ti/N foi menor do que o limite inferior da invenção, o

ficou fora do escopo da presente invenção. Como um resultado, o valor KISSC foi amplamente disperso, e dois dos três espécimes no ensaio de DCB não satisfez o alvo de 26,4 MPa^m ou mais. Além disso, no Exemplo Comparativo 25 (aço No. S), no qual a razão Ti/N foi maior do que o limite superior da invenção, o (00,7/00,4) ficou fora do escopo da presente invenção. Como um resultado, o valor KISSC foi amplamente disperso, e um dos três espécimes no ensaio de DCB não satisfez o alvo de 26,4 MPa^m ou mais.

EXEMPLO 2

[00134] Um aço de cada uma das composições mostradas na Tabela 5 foi refinado pelo método convertido e, então, fundido continuamente para preparar um tarugo. Esse tarugo foi formado em um lingote que tem um corte transversal redondo por meio de laminação a quente. Além disso, esse lingote foi usado como uma matéria-prima, aquecido em uma temperatura de aquecimento de lingote mostrada na Tabela 6, e, então, laminado a quente por processo de redução de diâmetro - laminação de plugue - perfuração Mannesmann, e laminação foi finalizada em uma temperatura final de laminação mostrada na Tabela 6 formando, desse modo, um tubo de aço sem costura.

[00135] O tubo de aço foi resfriado para temperatura ambiente (35°C ou inferior) por meio de arrefecimento brusco direto (DQ) ou resfriamento a ar (0,2 a 0,5°C/s) e, então, tratado termicamente sob uma condição de tratamento térmico de tubo de aço mostrado na Tabela 6 (temperatura Q1: primeira temperatura de arrefecimento brusco, temperatura T1: primeira temperatura de têmpera, temperatura Q2: segunda temperatura de arrefecimento brusco, e temperatura T2: segunda temperatura de têmpera). Uma amostra para SEM de um corte transversal ortogonal longitudinal, uma amostra para medição de EPMA, um espécime de tração em paralelo à direção longitudinal de tubo, e espécimes de DCB foram tirados, cada um, de um local opcional na direção de circunferência de uma extremidade do tubo no estágio de final de têmpera final. Os três ou mais espécimes de DCB foram tirados respectivamente de todos os tubos de aço.

[00136] Em relação à amostra coletada para SEM, três locais da superfície externa do tubo, do centro de parede espessa e da superfície interna foram submetidos à observação em SEM de inclusões, uma composição química foi analisada com um analisador de raios X carac-terístico anexado ao SEM, e o número (por 100mm2) de inclusões não metálicas à base de óxido em aço que compreendem Ca e Al e que têm um diâmetro principal de 5 μm ou mais e que satisfazem a equação (1) foi calculado.

[00137] Além disso, com o uso das amostras de medição de EPMA coletadas, a análise plana quantitativa de EPMA foi realizada sob con-dições em uma tensão de aceleração de 20 kV, uma corrente de feixe de 0,5 μA, e um diâmetro de feixe de 10 μm (número de pontos de medição: 6.750.000) em relação a uma região retangular predetermi- nada, e uma concentração de Mo (% em massa) em cada ponto de medição individual foi calculada com o uso de uma curva de calibração preparada antecipadamente a partir de uma força de raios X caracte-rística de excitação orbital de Mo-K. Esse valor foi dividido por um valor médio em todos os pontos de medição e foi definido como um grau de segregação de Mo, após tratamento estatístico, um gráfico de taxa de frequência acumulativa foi preparado, e a taxa de frequência acu- mulativa no ponto de medição em que o grau de segregação de Mo foi 1,5 ou mais foi lida.

[00138] Além disso, com o uso do espécime de tração coletado, um limite de elasticidade, uma tensão

em uma deformação de 0,4%, e uma tensão

em uma deformação de 0,7% foram medidos pela realização do ensaio de tração em conformidade com JIS Z2241.

[00139] Além disso, com o uso do espécime de DCB coletado, o ensaio de DCB foi realizado em conformidade com o método D do TM0177 da NACE. Como um banho de teste do ensaio de DCB, foi usada uma solução aquosa de (5% em massa de NaCl + 0,5% em massa CH3COOH) a 24°C como saturada com um gás de sulfeto de hidrogênio de 0,1 MPa (1,0 atm). Os espécimes de DCB nos quais uma cunha havia sido introduzida sob uma condição predeterminada foram imersos nesse banho de teste por 336 horas, um comprimento a de uma rachadura gerada nos espécimes de DCB durante a imersão e uma carga de elevação P foram, então, medidos, e KISSC (MPa^m) foi calculado de acordo com a equação (2) supramencionada.

[00140] No caso em que o limite de elasticidade foi 758 MPa ou mais, esse foi julgado aceito. Além disso, no caso em que em todos os três espécimes de DCB, o valor KISSC foi 26,4 MPa^m ou mais, esse foi julgado aceito. TABELA 5

• As porções sublinhadas estão fora do escopo da presente invenção. • O saldo além dos componentes descritos acima é Fe e impurezas inevitáveis. TABELA 6

• As porções sublinhadas estão fora do escopo da presente invenção. *1) Número (por 100 mm2) de inclusões não metálicas à base de óxido em aço que satisfazem uma relação: (CaO)/(Al2O3) > 4,0 e que tem um diâmetro principal de 5 μm ou mais.

[00141] Em todos os tubos de aço 2-1 a 2-5 que estão dentro do escopo da presente invenção em termos da composição química, o número de inclusões, a taxa de frequência acumulativa no ponto de medição de EPMA no qual o grau de segregação de Mo é 1,5 ou mais, e (αo,7/αo,4), o limite de elasticidade foi 758 MPa ou mais, e todos os valores KISSC obtidos no ensaio de DCB de todos os três espécimes satisfizeram o alvo de 26,4 MPa^m ou mais sem serem amplamente dispersos.

[00142] Por outro lado, no Exemplo Comparativo 2-6 (aço No. Y) no qual o limite superior de Ca foi maior do que o limite superior do escopo da presente invenção, o valor KISSC foi amplamente disperso, e um dos três espécimes no ensaio de DCB não satisfez o alvo de 26,4 MPa^m ou mais. Além disso, no Exemplo Comparativo 2-7 (aço No. Z), a adição de Ca foi realizada sem levar em consideração o estado em que a quantidade de Ca no aço fundido antes da adição de Ca foi alta devido a Ca como uma impureza na matéria-prima de outros elementos adicionados durante refino secundário. Por este motivo, embora a quantidade de Ca estivesse dentro do escopo da presente invenção, o número de inclusões não metálicas à base de óxido em aço que compreendem Ca e Al e que tem um diâmetro principal de 5 μm ou mais e que satisfazem a equação (1) foi maior do que o limite superior do escopo da presente invenção, o valor KISSC foi amplamente disperso, e um dos três espécimes no ensaio de DCB não satisfez o alvo de 26,4 MPa^m ou mais.

Claims

1. Tubo de aço sem costura de parede espessa de resistibi- lidade alta de baixa liga para produtos tubulares petrolíferos, caracteri-zado pelo fato de que tem uma espessura de parede de 40 mm ou mais e um limite de elasticidade de 758 MPa ou mais, sendo que o tubo de aço compreende uma composição que contém, em termos de % em massa, C: 0,25 a 0,31%, Si: 0,01 a 0,35%, Mn: 0,55 a 0,70%, P: 0,010% ou menos, S: 0,001% ou menos, O: 0,0015% ou menos, Al: 0,015 a 0,040%, Cu: 0,02 a 0,09%, Cr: 0,8 a 1,5%, Mo: 0,9 a 1,6%, V: 0,04 a 0,10%, Nb: 0,005 a 0,05%, B: 0,0015 a 0,0030%, Ti: 0,005 a 0,020%, e N: 0,005% ou menos, e que tem um valor de uma razão entre o teor de Ti e o teor de N (Ti/N) de 3,0 a 4,0, opcionalmente, um ou mais selecionados, em termos de % em massa, W: 0,1 a 0,2%, Zr: 0,005 a 0,03%, e Ca: 0,0005 a 0,0030%, sendo que o saldo é Fe e impurezas inevitáveis, em que uma taxa de frequência acumulativa é 1% ou me- nos em vista de pontos de medição nos quais um grau de segregação de Mo * 1,5 ou mais, o qual é medido em uma espessura total de um corte transversal ortogonal longitudinal do tubo, como definido pela seguinte expressão (A); e o tubo de aço tem um valor (00,7/00,4), como uma razão entre uma tensão em uma deformação de 0,7% e uma tensão em uma deformação de 0,4% em uma curva de tensão-deformação, de 1,02 ou menos: grau de segregação de Mo = (valor de Mo em EPMA)/(média de Mo em EPMA) ... (A) em que o (valor de Mo em EPMA) é um valor de concentração de Mo (% em massa) de um ponto de medição individual no momento da medição de análise plana quantitativa de EPMA; e a (média de Mo em EPMA) é uma concentração de Mo média (% em massa) de todos os pontos de medição no momento da medição de análise plana quantitativa de EPMA, e tem o número de inclusões não metálicas à base de óxido em aço que compreendem Ca e Al e que têm um diâmetro principal de 5 μm ou mais, cuja razão de composição satisfaz, em termos de % em massa, a seguinte equação (1), de 20 ou menos por 100 mm2: (CaO)/(Al2O3) >4,0 ... (1), em que a equação (1) é satisfeita quando Ca: 0,0005 a 0,0030% está contido, sendo que a tensão de uma deformação e o limite de elas-ticidade são medidas em conformidade com a norma JIS Z 2241, e sendo que as condições de medição da EPMA são: tensão de aceleração de 20kV, corrente de feixe de 0,5 μA, diâmetro de feixe de 10 μm e em que a medição foi realizada em 6.750.000 pontos em relação a uma região retangular predeterminada.