<Desc/Clms Page number 1>
PROCEDE DE FABRICATION D'ACIER ET PRODUITS EN RESULTANT TELS QUE NOTAMMENT TUBES DE SONDAGE PETROLIFERE.
La présente invention est relative à des perfectionnements aux aciers spécialement destinés aux tubes employés dans les puits pétrolifères profonds et aussi dans les raffineries de pétrole et réalise un acier faiblement allié et du tube constitué par cet acier de composition et de microstruc- ture nouvelles et de propriétés supérieures pour de telles applications.
Les tubes d'aciers pour ces applications sont habituellement obtenus à partir d'aciers ayant une forte résistance à la traction afin de résister aux tensions importantes rencontrées dans les tubages mis en place dans des puits pétrolifères dont la profondeur peut atteindre 600 mètres et plus.
Dans certaines conditions de corrosion et de tension, ces tubes sont susceptibles de céder soudaiment par fissuration, par exemple, lorsque les gaz qui s'échappent sont riches en hydrogène sulfuré, dont la proportion peut atteindre 10%, 20% ou même 30% dans les gaz des puits. Ainsi que l'ont montré de récentes recherches, les aciers trempés et revenus utilisés pour ces applications, ayant une structure martensitique complètement ou partiellement revenue sont sujets à une corrosion fissurante, particulièrement lorsque la tension à laquelle les tubes sont soumis dans ces applications, égale ou approche la limite élastique de l'acier.
Dans un certain nombre de cas, des ruptures soudaines de ces tubes se sont produits lorsque de 1-'hydrogène atomique avant été absorbé par l'acier, cet hydrogène atomique étant produit par contact entre le fer et l'hydrogène sulfuré humide des gaz des puits, suivant la réaction : Fe + H2S # FeS + 2H.
Cet hydrogène atomique se transforme en hydrogène moléculaire H2
<Desc/Clms Page number 2>
préférentiellement le long des contours des grains de l'acier et sur les porosités internes et les ségrégations de celui-ci. Ge processus est accéléré par les contraintes et les tensions de l'acier, avec pour résultat l'accumulation d'hydrogène moléculaire sous forte pression dans les zones précitées.
D'importants efforts de traction dans un tel acier saturé d'hydrogène provoquent de micro-fissures le long des contours des grains, qui par la suite s'étendent à une vitesse plus lente pour aboutir enfin à des fissures trans ou inter-granulaires, suivant les conditions et les quantités de gaz qui s'échappent.
L'invention se propose en premier lieu de réaliser un procédé de production d'acier résistant à l'attaque par les gaz humides contenant de l'hydrogène sulfuré et par des solutions aqueuses de ces gaz.
Elle se propose aussi de réaliser des aciers et des pièces en acier résistant aux effets de corrosion de nature sus-indiqué.
Elle se propose plus particulièrement de réaliser des tubes pour le sondage de puits pétrolifères et les raffineries de pétrole, ainsi que leurs pièces connexes, telles que raccords colliers, boulons, etc...., possé- dant les caractéristiques nécessaires pour leur permettre de résister à la corrosion intergranulaire exercée par l'hydrogène sulfuré ou les autres agents corrosifs.
Le procédé selon l'invention est destiné à la production d'acier faiblement allié et d'objets en acier en utilisant comme constituants essentiels en plus du carbone et du fer, du silicium, de l'aluminium, du chrome et du manganèse et en soumettant cet acier à un traitement thermique comprenant deux parties, la première comportant une austénitisation suivie d'un refroidissement à une vitesse au moins égale à celle d'un refroidissement en atmosphère calme et la seconde comportant un revenu ou recuit relativement prolongé à une température comprise entre 500 et 700 C.
Les objets en acier suivant l'invention sont formés, ainsi qu'indiqué, en un acier faiblement allié contenant, comme constituants essentiels, en plus du carbone, du manganèse, du chrome, du silicium et de l'aluminium, et de préférence de petites quantités de molybdène. Si on le désire, l'acier peut contenir en outre de petites quantités d'un ou plusieurs des métaux sui- vants : vanadium, nickel et titane.
L'acier selon l'invention peut contenir : 0,08 à 0,2% de carbone,
0,3 à 1,2% de manganèse, 0,6 à 5% de chrome,
0,15 à 0,6% d'aluminium et si on le veut jusqu'à 1,0% de molybdène.
Le très fort pourcentage de chrome proposé ici pourrait être réduit en faveur du manganèse qui est bien moins cher. C'est pourquoi il est possible d'utiliser environ 2% de chrome.
On a observé qu'on obtenait des résultats très intéressants avec
0,08 à 0,15% de carbone 0,3 à 0,8% de manganèse
1 à 5% de chrome
0,15 à 0,6% d'aluminium et si on le veut 0,10 à 1,0 % de molybdène.
Le reste de l'acier est constitué par du fer à l'exception des
<Desc/Clms Page number 3>
éléments et métalloïdes résiduels dans les tolérances commerciales usuelles.
Par exemple, le cuivre peut être présent à moins de 0,25%, le soufre à moins de 0,04%, le phosphore à moins de 0,04%, l'azote à moins de 0,025 % et l'oxygène à moins de 0,015%.
A l'intérieur des limites générales ci-dessus pour la composition de l'acier, on obtient deux types ou qualités d'acier désignés par "A" et "B" et syant les compositions suivantes :
Acier A
EMI3.1
<tb>
<tb> % <SEP> en <SEP> poids
<tb> Carbone <SEP> 0,08 <SEP> - <SEP> 0,15 <SEP> de <SEP> préférence <SEP> 0,10
<tb> Manganèse <SEP> 0,30 <SEP> - <SEP> 0,80 <SEP> " <SEP> 0,40
<tb> Chrome <SEP> 1,00 <SEP> - <SEP> 5,00 <SEP> " <SEP> 2,50
<tb> Silicium <SEP> 0,10 <SEP> - <SEP> 0,80 <SEP> " <SEP> 0,20
<tb> Aluminium <SEP> 0,15 <SEP> - <SEP> 0,60 <SEP> " <SEP> 0,3 <SEP> - <SEP> 0,4
<tb> Molybdène <SEP> 0,10 <SEP> - <SEP> 1,00 <SEP> " <SEP> 0, <SEP> 50 <SEP>
<tb> Vanadium <SEP> 0 <SEP> - <SEP> 0, <SEP> 25 <SEP> " <SEP> 0,09
<tb> (facultatif)
<tb> Le <SEP> reste <SEP> étant <SEP> du <SEP> fer.
<tb>
Acier B
EMI3.2
<tb>
<tb> en <SEP> poids
<tb> Carbone <SEP> 0,
08 <SEP> - <SEP> 0,20 <SEP> de <SEP> préférence <SEP> 0,12
<tb> Manganèse <SEP> 0,60 <SEP> - <SEP> 1,20 <SEP> " <SEP> 1,00
<tb> Chrome <SEP> 0,60 <SEP> - <SEP> 1,20 <SEP> " <SEP> 1,00
<tb> Silicium <SEP> 0,10 <SEP> - <SEP> 0,80 <SEP> " <SEP> 0,30
<tb> Aluminium <SEP> 0,15 <SEP> - <SEP> 0,60 <SEP> " <SEP> 0,3 <SEP> - <SEP> 0,4
<tb> Avec <SEP> ou <SEP> sans
<tb> Molybdène <SEP> 0,10 <SEP> - <SEP> 0,40 <SEP> " <SEP> 0,20
<tb> Vanadium
<tb> (facultatif) <SEP> 0- <SEP> 0,15 <SEP> " <SEP> 0,09
<tb> Le <SEP> reste <SEP> étant <SEP> du. <SEP> fer.
<tb>
Des additions d'un ou plusieurs des métaux : vanadium, nickel et titane à l'acier selon l'invention augmentent sa résistance à la traction .
Le vanadium a pour autre avantage de favoriser le forgeage et le laminage, le vandium réduisant la fragilité à chaud. Le vanadium peut remplacer le molybdène dans le rapport d'une partie de vanadium pour deux parties de molybdène.
La présence d'aluminium dans l'acier est nécessaire pour obtenir la micro-structure désirée, ainsi qu'indiqué ci-dessous alors que les autres métaux d'alliage, c'est-à-dire le chrome, le manganèse et le molybdène renforcent la matrice de ferrite par formation de carbures complexes avec le carbure de fer.
L'acier selon l'invention peut être laminé à chaud à partir de barres puis laminé à froid, mais le laminage à froid ne doit pas dépasser une réduction d'épaisseur de 10%. Les tubes d'acier sans soudure sont obtenus par perçage à chaud et étirage ainsi que cela se pratique habituellement Les tubes finis sans soudure ou d'une manière générale l'acier doivent être soumis à un traitement thermique qui formera la structure cristalline désirrée suivant l'invention, ce traitement qui comprend deux parties peut être effectué comme suit. Durant la première partie, l'acier ou l'objet en acier
<Desc/Clms Page number 4>
est soumis à une austénitisation suivie d'un refroidissement à l'air à une vitesse au moins égale à celle correspondant à un refroidissement à la tempe- rature ambiante.
Pratiquement cette première partie sera exécutée soit comme un recuit de normalisation à 950 C environ, c'est-à-dire un réchauffage pen- dant une demi-heure environ, avec refroidissement à l'air, soit comme une trempe à l'eau ou à l'huile à 925 C environ. La seconde partie du traitement comprend une opération de revenu pendant environ deux heures à 500-700 C en- viron (de préférence à 600 C) suivie d'un refroidissement à l'air. Le. même traitement thermique est de préférence appliqué à l'acier destiné à d'autres applications pour lesquelles il est d'abord laminé à chaud et ensuite laminé à froid comme indiqué plus haut. Ce traitement thermique produit la struc- ture cristalline sus-mentionnée de l'acier.
Il est également possible de combiner l'austénitisation et le recuit. Il suffit en fait de refroidir l'acier très rapidement d'environ 925 C à 500 C ou 700 G (de préférence à 600 C environ) et de maintenir cette température.de manière à assurer des conditions appropriées de recuit.
L'acier a dans la condition recuite une limite élastique d'au moins 45 kg/mê et présente une charge de rupture d'au. moins 55 kg/mmê. Une fois normalisée et revenue comme indiqué précédemment, la microstructure com- prend une ferrite faiblement alliée, non saturée en carbone à la température ambiante, et contenant des carbures complexes dans un état finement subdivisé, c'est-à-dire ayant une dimension particulaire d'environ 1 micron, largement dispersés à la fois le long des contours des grains et dans la matrice fer- ritique. Ces carbures sont pratiquement insolubles dans la ferrite, et ne se dissolvent que lentement ou pas du tout lors du chauffage jusqu'à la tem- pérature inférieure de transformation de l'acier de 780 - 820 C environ.
La demanderesse a découvert que des tubes faits en. acier possé- dant cette microstructure ne sont pas sensibles à la fragilisation par l'hy- drogène ni aux tensions intergranulaires et à la corrosion fissurante lors- qu'ils sont soumis à des contraintes et tensions et à des conditions corro- sives ainsi que décrit plus haut.
Il a en outre été découvert que toutes les microstructures d'acier qui ne sont pas en équilibre sont sensibles à la fragilisation par l'hydrogène et à la corrosion fissurante sous tension intergranulaire. Ceci est vrai non seulement pour la martensite, mais également pour la baïnite supérieure ou inférieure, l'austénite résiduelle enrichie en carbone et la ferrite sursaturée en carbone.
On a en outre observé que les aciers à faible teneur en carbone, effervescents ou calmés, ne sont pas sujets à la corrosion fissurante sous tension dans H2S lorsqu'ils sont à l'état recuit, normalisé ou traité thermiquement de toute autre manière. Ces aciers, toutefois, ne présentent pas la résistance à la traction nécessaire par opposition à l'acier conforme à l'invention, qui, traité thermiquement comme indiqué plus haut, a une matri- ce ferritique renforcée par des carbures complexes à l'état finement disper- sé, ce qui assure la résistance à la traction voulue.
Si cela est nécessaire, les parties superficielles du tube en acier selon l'invention, peuvent être décarburées sur une profondeur d'envi- ron 0,1 -0,4 mm, les parties résiduelles ou internes du tube ayant la teneur normale de l'acier indiquée plus haut. La décarburation peut être obtenue simplement à l'aide d'une atmosphère oxydante pendant le traitement thermi- que. Du fait de la faible teneur en carbone des parties superficielles décar- burées, moins de 0,02 % environ, il ne se forme pas de cellules locales de corrosion entre les carbures et le fer, de sorte que la corrosion a lieu sur toute la surface et n'est pas localisée, ce qui amènerait des parties plus faibles susceptibles de se piquer où provoquerait une répartition irrégulière de l'attaque.
<Desc/Clms Page number 5>
En l'absence d'aluminium dans l'acier de composition précitée, la microstructure obtenue n'est pas en équilibre, de sorte que l'acier exempt d'aluminium est sujét à la corrosion fissurante sous tension, même lorsqu'il est amélioré par revenu à environ 700 C, c'est-à-dire est traité thermiquement pour obtenir une structure stable, l'acier est encore sujet à la fissuration lorsqu'il est faiblement contraint, par exemple par travail à froid.
Comme indiqué plus haut, le carbone peut être sensiblement éliminé des parties superficielles de l'acier par chauffage dans une atmosphère légèrement oxydante. La présence d'aluminium dans l'acier accélère la vitesse de cette décarburation, c'est-à-dire la diffusion des carbures vers les parties superficielles pauvres en carbone.
La description qui va suivre, en se référant au dessin annexé, permettra de mieux mettre en évidence les propriétés supérieures de l'acier suivant l'invention par rapport à un type connu d'acier utilisé jusqu'ici communément pour les tubages de puits pétrolifères.
Sur ce dessin :
Fig. 1 est une coupe transversale d'un tube fait d'un acier A suivant l'invention;
Fig. 2 représente, au ,,grossissement 500, la microstructure de leader de la plage a de fig. 1, après normalisation et revenu comme indiqué plus haut pour aboutir à la microstructure désirée;
Fig. 3 représente, au même grossissement, la microstructure du même acier à l'état laminé, cette structure étant moins stable que celle de fig. 1 et par suite indésirable;
Fig. 4 représente, au grossissement 100, la microstructure de l'acier en l'état de traitement thermique de fig. 2, et dans la zone des cou- ches superficielles .!2. - c (fig. 1) du tube, celui-ci ayant été soumis à une décarburation en surface;
Fig. 5 représente les diagrammes de traction des aciers A (courbe 5) et B (courbe 6) suivant l'invention, comparativement à un acier G (courbe 7) de type classique utilisé jusqu'ici pour les tubages de puits pétrolifères.
En abscisses on a porté les allongements % pour 101 mm, 6 et en ordonnées dans la première colonne les charges en kg et dans la seconde colonne les résistances à la rupture en kg/mm2.
La composition des aciers A, B et C est la suivante :
EMI5.1
<tb>
<tb> Acier <SEP> C% <SEP> Gr% <SEP> Mo% <SEP> Al% <SEP> Va% <SEP> un% <SEP> Si%
<tb> A <SEP> 0,095 <SEP> 2,10 <SEP> 0,30 <SEP> 0,40 <SEP> 0,09 <SEP> 0,40 <SEP> 0,25
<tb> B <SEP> 0,12 <SEP> 1,08 <SEP> - <SEP> 0,30 <SEP> - <SEP> 1,05 <SEP> 0,28
<tb> C <SEP> 0,35 <SEP> - <SEP> 0,20 <SEP> - <SEP> - <SEP> 1,40 <SEP> 0,20
<tb>
L'acier A a été normalisé à 950 C et a subi un revenu à 600 C. 2 Sa limite élastique est de 50 kg/mm2., sa résistance à la rupture de 63 kg/mm , et son allongement à la rupture de 21%. L'acier B a été trempé dans l'eau à 925 C et a subi un revenu pendant 1 heure à 600 C. Sa limite élastique est de 63,25 kg/mm sa résistance à la rupture de-71,7 kg/mm2 et son allon- gement à la rupture de 12%.
L'acier C a été normalisé à 850 C; sa limite élastique est de 60 kg/mm2, sa résistance à la rupture de 83 kg/mm2 et son allongement à la rupture de 18%.
Enfin fig. 6 représente graphiquement les vitesses relatives d'ab- sorption de l'hydrogène, à partir d'hydrogène sulfuré saturé d'humidité, de 1-'acier A suivant l'invention (courbe 8) comparativement à celle de l'acier C (courbes 9 et 10), ces aciers ayant les compositions et ayant subi les trai- tements indiqués à propos de la fig. 5. Sur la fig. 6, la vitesse d'absorp- tion portée en ordonnées est évaluée, comme on le verra par la suite, par
<Desc/Clms Page number 6>
une pression en mm de mercure, le temps d'exposition à H2S saturé étant porté en abscisses.
La courbe supérieure 9 pour l'acier G est relative à un acier à l'état traité thermiquement par une normalisation à 8500, suivie d'un revenu à 600 C pendant 2 heures, tandis que la courbe inférieure 10 est rela- tive au même. acier après une réduction à froid d'environ 10%.
La fig. 2 représente la microstructure désirée pour de l'acier destiné à du tubage de puits pétrolifère ou de raffinerie, structure obtenue, comme indiqué, par normalisation à 950 C environ, suivie de revenu pendant 2 heures environ à 500-700 C environ (de préférence 600 C). La fige 3, par ailleurs, représente la microstructure à éviter, comme étant moins sûre et même dangereuse lorsqu'on rencontre des tensions dépassant la limite élasti- que, cette structure est obtenue par simple normalisation de l'acier à 950 C environ, suivie de refroidissement à l'air.. Ceci représente sensiblement l'état laminé.
La microstructure de l'acier dans l'état de la fige 2 s'avère ne comprendre que des grains de ferrite et des carbures finement dispersés de dimension particulaire de 1-5 microns environ, dispersés plus ou moins uni- formément au sein et autour des grains de ferrite. Par opposition, la micros- tructure de l'acier de la fig. 3 s'avère comprendre la structure perlitique plus banale constituée d'agrégats perlitiques situés entre les contours des grains et d'austénite résiduelle non décomposée, enrichie de carbone prove- nant de l'éjection hors de la ferrite lors du refroidissement à partir du point AC@. Cette microstructure est celle habituellement obtenue par laminage en vue de la formation de tube sans soudure.
A la fige 4, on voit que la surface du tube qui a été décarburée sur une profondeur de 0,1 - 0,4 mm, montre, à un grossissement 100, une cou- che externe de ferrite, sensiblement pure.
Si l'on se reporte aux diagrammes de traction de la fig. 5, on voit que pour l'acier A suivant l'invention il se produit à la limite élasti- que E un coude ou modification brutale au pout de la ligne droite ou partie réversible de la courbe, après quoi il se produit un écoulement plastique comme indiqué par la seconde partie de la courber Les pentes de ces deux parties du diagramme sont très différentes, ce qui est considéré comme prou- vant que l'acier a été convenablement traité thermiquement et comme établis- sant un critère de forte résistance à la corrosion fissurante sous tension pour ce type A d'acier.
D'autre part, sur le graphique pour l'acier B, la première partie ou partie élastique est, comme d'habitude, une ligne droite de pente sensi- blement identique à celle pour l'acier A, après quoi il se produit une zone d'allongement, parallèle à l'axe des abscisses, constituant un "coude" étalé de la courbe correspondant à une déformation permanente de 2% environ, tel que celui qui se produit habituellement pour des aciers doux traités thermi- quement. Ceci constitue un critère de traitement thermique correct pour les aciers B, qui sont plus pauvres en chrome et molyodène que les aciers A. L'é- coulement plastique est représenté par la troisième partie ou partie résiduel- le du diagramme de traction de l'acier B.
A titre dé comparaison avec les diagrammes des aciers A et B sui- vantl'invention,le diagramme en trait interrompu de l'acier C est celui d'un type habituel d'acier utilisé jusqu'ici pour de tels tubes, à savoir l'acier N80 employé couramment pour des tubes destinés à des puits profonds, mais sujet à une corrosion fissurante sous tension en présence d'hydrogène sulfuré. Cet acier, ayant une composition de 0,35 % de C, 1,4% de Mn et 0,2% de Mo, ne présente pas, après normalisation à 850 C, de modification ou coude brusque à la fin de la partie élastique de son diagramme de traction, non plus que deux pentes différentes pour la partie linéaire ou élastique et la par- tie plus incurvée ou d'écoulement plastique du diagramme.
Au contraire, le diagramme passe graduellement et de manière continue de la partie élastique
<Desc/Clms Page number 7>
à la partie d'écoulement plastique proprement dite. Après revenu, on peut montrer qu'il existe une modification ou coude brusque dans le diagramme de cet acier, mais celui-ci ne résiste pas à la corrosion fissurante sous ten- sion dans l'hydrogène sulfurée et est habituellement inférieure aux aciers A et B selon l'invention.
Les aciers A et B complètement trempés ou durcis à l'air, et sans revenu ultérieur présentent des diagrammes de traction si- milaires à celui de l'acier C et sont ainsi sujets à la fissuration, mais même en cet état, ils durent beaucoup plus longtemps que le tupe habituel N80 Ces essais de traction sont utiles pour vérifier les tubes afin de déterminer si le traitement thermique a été correct et pour servir de critère à la néces- sité d'une vérification complémentaire par micrographie.
Un troisième critère des propriétés améliorées de l'acier suivant l'invention par rapport aux aciers habituellement employés pour les tubages pétroliers, tels que l'acier N80, est la vitesse d'absorption de l'hydrogène par l'acier lorsqu'il est exposé à une atmosphère humide d'hydrogène sulfuré.
Ceci est illustré par les graphiques de la fig. 6. Dans ces graphiques, l'ab- sorption relative de l'hydrogène est portée en ordonnées et le temps d'expo- sition à H2S sature en abscisses en heures. L'acier A soumis à cette exposition est un acier de composition donnée à propos de la fig. 5, normalisé à 950 C et revenu deux heures à 600 C. L'acier C est de type N80 sus-mentionné, la courbe supérieure étant relative à cet acier normalisé à 850 C et revenu pendant deux heures à 600 C, et la courbe inférieure au même acier après ré- duction à froid de 10% environ.
Pour effectuer les essais rapportés sur cette fig. , un échantil- lon d'acier a été placé dans un récipient clos, préalablement vidé d'air puis relié à une source d'hydrogène sulfuré humide à une pression constante de 800 mm de mercure. Pendant l'essai, l'arrivée d'H2S est coupé et le récipient relié au travers d'un robinet approprié à un manomètre, afin d'enregistrer toute variation de la pression gazeuse résultant de l'absorption par l'acier de l'hydrogène sulfuré.
Comme représenté à la fig. 6, il se produit pour tous les aciers une baisse de pression relativement rapide indicatrice de l'absorption d'H2S après quoi la courbe pour l'acier A s'aplatit presque à l'horizontale, ne manifestant plus d'absorption appréciable. Pour l'acier C, toutefois, qu'il soit à l'état trempé et revenu ou à l'état trempé, revenu et laminé à froid,. l'absorption croît progressivement avec le temps jusqu'à ce qu'à la fin de 18 heures environ, l'absorption de l'acier C soit d'environ 5 fois celle de l'acier A.
Après travail à froid, les aciers A et B ont, en commun avec d'autres aciers, des diagrammes de traction continus.
Les essais de traction sur l'acier A donne les résultats suivants la limite élastique à 0,2% d'allongement permanent varie de 47,8 kg/mm2 à 69 kg/mm2, lorsque l'acier est normalisé ou'trempé à 950 C, puis revenu pen- dant deux heures à 650 C. La résistance à la rupture correspondante varie de 69 kg/mm2 à 77,3 kg/mm2. Pour l'acier B, la limite élastique à 0,2 % d'allongement permanent varie de 56 kg/mm2 à 60 kg/ mm2, lorsque l'acier est trempé dans l'eau à partir de 925 C puis revenu pendant deux heures à 600 C.
La résistance à la rupture correspondante varie de 69,5 kg/mm2 à 75 kg/mm2.
Des tubes laminés à partir de barres d'acier A, traités thermique- ment comme ci-dessus et réduits à froid de 10% sur l'épaisseur, ne montrent pas de fissuration lorsqu'ils sont soumis à des tensions allant jusqu'à la limite élastique en atmosphère d'H2S humide pendant une durée de 2.800 heures, cet essai étant effectué à 15-20 Cê. Dans les puits de pétrole, les fortes pressions sont courantes, de sorte qu'on s'est efforcé de reproduire les conditions réelles des puits pétrolifères, favorables à l'absorption de l'hy- drogène, la concentration C de dissolution d'un gaz dans un métal obéissant
<Desc/Clms Page number 8>
à la loi de Seivert : C= #PH2, dans laquelle P est la pression de l'hydrogène sulfuré gazeux.
L'absorption d'hydrogène doit donc être plus forte aux pressions élevées qu'à la pression atmosphérique.
D'autres essais, effectués dans des mélanges contenant 50 % d'HS, 30 % de CO2 et 20 % d'H2O à 80 C et sous 120 atmosphères, ont montré dé même que les aciers A et B ne se fissuraient pas lorsqu'ils avaient été traités thermiquement comme ci-dessus. A l'état trempé ou durci à l'air, ces aciers manifestent des ruptures après 15 à 500 heures d'essai. Par ailleurs, l'a- cier N80 normalisé se rompt en quelques heures lors d'un tel essai.
Des essais sous forte pression ont été également effectués en bombe scellée, fabriquée en acier A, traitée à chaud et émaillée à chaud afin que les gaz corrosifs provenant du récipient n'attaquent que les échan- tillons placés dans celui-ci et non les surfaces internes du récipient, Pour créer une forte pression dans la bombe, on y introduit un mélange de glace, d'acide carbonique solide et d'hydrogène sulfuré liquide, ce dernier à - 1000C. On ferme alors le récipient et on le réchauffe lentement d'abord à la température ambiante puis dans un bain d'huile à 80 C. Un manomètre raccordé au récipient mesure la pression. La pression ainsi obtenue a crû ainsi jusqu'à 120 kg/cm2 sans dommage pour l'échantillon.
Des échantillons essayés de cette manière pendant quatre mois ne se sont pas rompus et on n'a pas décelé de fissures par examen microscopique alrès l'exposition sus-indiquée. Au cours de l'essai, les échantillons ont été périodiquement débarrassés des produits de corrosion par brossage, et ceci deux fois par semaine pour les essais à la pression atmosphérique et une fois par semaine pour les essais sous fortes pressions.
Les tubes faits au moyen d'acier selon l'invention peuvent être produits soit par perçage et laminage à chaud soit par extrusion à chaud.
Bien entendu, l'invention n'est pas limitée aux modes de mise en oeuvre décrits qui n'ont été donnés qu'à titre d'exemples
REVENDICATIONS.
1. Un procédé de fabrication d'acier faiblement allié, caracté- risé en ce qu'on utilise comme constituants essentiels en plus du carbone et du fer, du silicium, de l'aluminium, du chrome et du manganèse, et qu'on soumet cet acier à un traitement thermique comprenant deux parties, la premiè- re comportant une austénitisation suivie d'un refroidissement à une vitesse au moins égale à un refroidissement en atmosphère calme, la seconde comportant un revenu ou recuit relativement prolongé à une température comprise entre 500 et 700 C.