BRPI0711795A2

BRPI0711795A2 - tubo de aço para tubulação de alta resistência superior em resistência ao envelhecimento após encruamento e chapa de aço para tubulação de alta resistência e métodos de produção da mesma

Info

Publication number: BRPI0711795A2
Application number: BRPI0711795-7A
Authority: BR
Inventors: Hitoshi Asahi; Takuya Hara; Naoki Doi; Yoshio Terada
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-05-24
Filing date: 2007-05-14
Publication date: 2011-12-06
Also published as: CN101448967B; US20090092514A1; KR101149926B1; JP4969915B2; KR20080110663A; WO2007136019A1; EP2039793A1; CN101448967A; EP2039793A4; BRPI0711795B1; JP2007314828A

Abstract

TUBO DE AçO PARA TUBULAçãO DE ALTA RESISTêNCIA SUPERIOR EM RESISTêNCIA AO ENVELHECIMENTO APóS ENCRUAMENTO E CHAPA DE AçO PARA TUBULAçãO DE ALTA RESISTêNCIA E MéTODOS DE PRODUçãO DA MESMA. A presente invenção refere-se a chapas de aço para a tubulação de alta resistência suprimindo o aumento no limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço expandido devido ao aquecimento no momento do revestimento para evitar a corrosão e superior em resistência à tensão de envelhecimento e tubo de aço para o material para o mesmo, isto é, tubo de aço de alta resistência para tubulação superior em resistência à tensão de envelhecimento caracterizado pelo fato de que o material base tendo uma composição de elementos químicos contendo, em % em massa, Mo: acima de 0% a menos de 0,15% e Mn: 1,7 a 2,5%, satisfazendo Mo/Mn: acima de 0 a 0,08, contendo C, Si, P, S, AI, Ti, N e B, também contendo um ou mais entre Ni, Cu e Cr, tendo um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas, tendo um valor P na faixa de 2,5 a 4,0, e tendo uma estrutura metalúrgica compreendida de bainita e martensita. Valor P = 2,70 + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + O,45(Ni+Cu) + 2Mo. Além disso, ele pode conter um ou mais entre Nb, V, Ca, REM e Mg.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "TUBO DE AÇO PARA TUBULAÇÃO DE ALTA RESISTÊNCIA SUPERIOR EM RE- SISTÊNCIA AO ENVELHECIMENTO APÓS ENCRUAMENTO E CHAPA DE AÇO PARA TUBULAÇÃO DE ALTA RESISTÊNCIA E MÉTODOS DE PRODUÇÃO DA MESMA".

CAMPO TÉCNICO

A presente invenção refere-se a um tubo de aço para tubulação de alta resistência adequado para tubulações para transporte de petróleo bruto, gás natural, etc. e ao material para o mesmo, isto é, tubo de aço para tubulação de alta resistência e métodos de produção do mesmo.

FUNDAMENTOS DFA TÉCNICA

Como tubo de aço para tubulação usado para as tubulações tronco das tubulações importantes como métodos de transporte a longas distâncias de petróleo bruto, gás natural, etc., tubos de aço de alta resistên- cia do tipo X80 ou menor dos padrões da American Petroleum Institute (API) estão sendo comercializados. Até agora, tubos de alta resistência e alta te- nacidade para tubulações foram propostas (por exemplo, na Japanese Pa- tent Publication (A) n9 62-4826), mas (1) para melhoria da eficiência do transporte pelo aumento da pressão ou (2) para melhoria da eficiência da instalação local pela redução do diâmetro externo e do peso da tubulação, outras tubulações de resistência ais altas estão sendo demandadas,

Por exemplo, se usar-se uma tubulação da classe X120 tendo uma resistência à tração de 900 MPa ou mais, a pressão interna, isto é, a pressão do petróleo bruto ou do gás natural, pode ser tornada 2 vezes aque- la do tubo da classe X65, então torna-se possível transportar cerca do dobro da quantidade de petróleo bruto ou gás natural. Além disso, se aumentar-se a resistência da tubulação pela melhoria da resistência contra a pressão in- terna, comparado com o caso de tornar as paredes mais grossas, torna-se possível cortar os custos de material, os custos de transporte e os custos de soldagem no local e torna-se possível reduzir grandemente os custos de ins- talação da tubulação.

Além disso, tubulações são também freqüentemente instaladas em áreas árticas, então devem ter uma tenacidade superior às baixas tem- peraturas. Além disso, no momento da instalação, as extremidades das tu- bulações são conectadas entre si, então uma capacidade superior de solda- gem no local é também necessária. Para satisfazer essa demanda, foi pro- posto um tubo de aço para tubulação de alta resistência tendo uma base de uma microestrutura compreendida principalmente de uma estrutura mista de bainita e martensita adequada para tubulação da classe X120 com maior resistência que o tubo de aço para tubulação proposta no Documento de Patente (por exemplo, a Japanese Patent Publication (A) n- 10-298707, a Japanese Patent Publication (A) ne 2001-303191, e a Japanese Patent Pu- blication (A) nQ 2004-52104).

Além disso, para aumentar a tensão permissível de uma tubula- ção na direção longitudinal, está sendo desenvolvido um tubo de aço para tubulação com limite de elasticidade reduzido na direção longitudinal, mas em anos recentes a tensão de envelhecimento devido ao revestimento de prevenção contra a corrosão para evitar a corrosão da superfície externa do tubo de aço tem se tornado um tema importante. Isto é devido ao uso de ligação por fusão de epóxi e outros tipos de imersão a quente superiores em revestimento de prevenção contra a corrosão. Quando se trata um tubo de aço por um tipo de revestimento de prevenção contra a corrosão por imersa a quente, o tubo de aço é aquecido até 200 a 250°C. Em particular, no tubo de aço obtido pela conformação de uma chapa de aço em um tubo pelo tra- balho a frio, a soldagem das partes vizinhas, e então a expansão do tubo, por exemplo,o tubo de aço UOE, é introduzida tensão, então surge o pro- blema da assim chamada tensão de envelhecimento que provoca um au- mento no limite de elasticidade na direção longitudinal. A tensão de envelhe- cimento é o fenômeno do amento da resistência devido à adesão de átomos de C para deslocações ou formação de precipitados finos quando o aço no qual foi introduzida a tensão é aquecido. Entretanto, os tubos de aço propos- tos nas patentes acima não consideram a tensão agindo de maneira nenhu- ma.

Em vista desse problema, tubos de aço superiores em resistên- cia à tensão de envelhecimento estão sendo propostos (por exemplo, Japa- nese Patent Publication (A) nQ 2005-60838, Japanese Patent Publication (A) n5 2005-60839, e Japanese Patent Publication (A) n9 2005-60840), mas es- ses são aquecidos após a laminação a quente. Por esta razão, ou um equi- pamento de aquecimento tem que ser fornecido próximo ao Iaminador de laminação a quente ou um tratamento térmico tem que ser executado em outra etapa. Os custos de produção aumentam e a produtividade é prejudi- cada.

DESCRIÇÃO DA INVENÇÃO

A presente invenção fornece tubos de aço para tubulação de alta resistência correspondente ao padrão X120 da API dada uma resistência à tração na direção circunferencial de 900 Mpa ou mais para manter a força de resistência à pressão interna cujo tubo de aço para tubulação de alta resis- tência é obtido pelo tratamento do tubo escarpado obtido pela conformação da chapa de aço em um tubo, soldando a arco as peças, e então expandindo o tubo de forma a suprimir o aumento do limite de elasticidade na direção longitudinal devido ao aquecimento no momento do revestimento para evitar a corrosão sem tratamento térmico e é, portanto, superior em resistência à tensão de envelhecimento e além disso a chapa de aço para tubulação de alta resistência e métodos de produção das mesmas.

Os inventores anotaram os teores de Mo e Mn e se engajaram em uma pesquisa intensiva para obter tubos de aço para tubulação de alta resistência tendo uma resistência à tração na direção circunferencial de 900 MPa ou mais, superior em tenacidade a baixa temperatura e capacidade de soldagem, e tendo também um limite de elasticidade na direção longitudinal que não cresça muito devido ao aquecimento a 200 a 250°C. Como resulta- do, eles obtiveram a descoberta de que a redução da quantidade de Mo e também a limitação de Mo/Mn melhora a resistência à tensão de envelheci- mento. A presente invenção foi feita com base nessa descoberta e tem como sua essência o seguinte:

(1) Tubo de aço de alta resistência para tubulação superior em resistência à tensão de envelhecimento caracterizado pelo fato de que o material base tem uma composição de elementos químicos contendo, em % em massa,

C: mais de 0,03 a 0,07%,

Si: 0,6% ou menos,

Mn: 1,7 a 2,5%,

P: 0,015% ou menos,

S: 0,003% ou menos,

Al: 0,1% ou menos,

Mo: mais de 0% a menos de 0,15%,

Ti: 0,005 a 0,03%,

N: 0,001 a 0,006%, e

B: 0,0006 a 0,0025%, contendo também um ou mais elementos entre

Ni: 1,5% ou menos,

Cu: 1,0% ou menos, e

Cr: 1,0% ou menos, tendo um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas, satisfazendo

Mo/Mn: mais de 0 a 0,08 tendo um valor de P expresso pela fórmula 1 a seguir na faixa de 2,5 a 4,0, tendo uma estrutura metalúrgica compreendida de bainita e martensita, e tendo uma resistência à tração na direção circunferencial TScpp [MPa] de 900 a 1100 MPa:

Valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mrv+ 0,8Cr + 0,45(Ni+Cu) + 2Mo (fórmula 1)

onde C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu e Mo são os teores dos respectivos elementos [% em massa].

(2) Tubo de aço de alta resistência para tubulações superio- res em resistência à tensão de envelhecimento conforme apresentado no item (1), caracterizado pelo fato de que o material tem uma composição de elementos químicos contendo, em % em massa, um ou mais elementos en- tre:

Nb: 0,1% ou menos, V: 0,1% ou menos, Ca: 0,01% ou menos, REM: 0,02% ou menos, e Mg: 0,006% ou menos

(3) Tubo de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de envelhecimento conforme apresentado no item (1), caracterizado pelo fato de que o material base tem teores de Ti e N satisfa- zendo:

Ti - 3,4 N > 0

(4) Chapa de aço para um material para tubo de aço de alta resistência superior em resistência à tensão de envelhecimento, contendo, em % em massa,

C: mais de 0,03 a 0,07%, Si: 0,6% ou menos, Mn: 1,7 a 2,5%, P: 0,015% ou menos, S: 0,003% ou menos, Al: 0,1% ou menos, Mo: mais de 0% a menos de 0,15%, Ti: 0,005 a 0,03%, N: 0,001 a 0,006%, e B: 0,0006 a 0,0025%,

também contendo um ou mais entre:

Ni: 1,5% ou menos, Cu: 1,0% ou menos, Cr: 1,0% ou menos

tendo um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas,

Mo/Mn: mais de 0 a 0,08%

tendo um valor de P expresso pela fórmula 1 a seguir na faixa de 2,5 a 4,0, tendo uma estrutura metalúrgica compreendida de bainita e martensita, e tendo uma resistência à tração na direção circunferencial Tscpp [MPa] de 880 a 1080 Mpa: Valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni+Cu) + 2Mo (fórmula 1)

(5) Chapa de aço para um material para tubos de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de enve- lhecimento conforme apresentada no item (4), a mencionada chapa de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de envelhecimento conforme apresentada no item (4) caracterizada por conter, em % em massa, um ou mais entre:

Nb: 0,1% ou menos,

V: 0,1% ou menos,

Ca: 0,01% ou menos,

REM: 0,02% ou menos, e

Mg: 0,006% ou menos,

(6) Chapa de aço para um material para tubos de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de enve- lhecimento conforme apresentada no item (4), a mencionada chapa de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de envelhecimento caracterizada pelo fato de que os teores de Ti e N satisfa- zem

Ti - 3,4N > 0.

(7) Um método de produção de chapa de aço de alta resis- tência para tubos de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de envelhecimento conforme apresentada nos itens (4) a (6), o mencionado método de produção de chapa de aço de alta resistên- cia para tubos de aço de alta resistência para tubulações superiores em re- sistência à tensão de envelhecimento caracterizado pelo aquecimento de uma placa obtida pela fusão e Iingotamento de um aço compreendido de elementos químicos conforme apresentado em qualquer uma das reivindica- ções 6 a 9 até 1000 a 1250°C, e então laminando-se em bruto em uma regi- ão de temperatura de recristalização de mais de 900°C, e então laminando em uma região de não-cristalização a 700 a 900°C com uma quantidade de redução cumulativa de 75% ou mais, e então resfriando-se aceleradamente a uma taxa de resfriamento na parte central da espessura da chapa de 1 a 30°C/s até uma temperatura de 500°C ou menos.

(8) Um método de produção de chapa de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de envelhecimento, ca- racterizado pela conformação da chapa de aço para tubulação de alta resis- tência produzida pelo método conforme apresentado no item (7) em um tubo de forma que a direção de laminação da chapa de aço e a direção Iongitudi- nal do tubo de aço sejam compatíveis, soldando as partes com costura e então expandido o tubo.

(9) Um método de produção de chapa de aço de alta resis- tência para tubos de aço superiores em resistência à tensão de envelheci- mento conforme apresentado no item (8), caracterizado pela conformação do tubo por um processo UO e pela soldagem das partes com costura a par- tir das superfícies interna e externa por soldagem a arco submersa.

(10) Um método de produção de chapa de aço de alta resistência para tubulação superior em resistência à tensão de envelhecimento confor- me apresentado nos itens (8) ou (9), caracterizado pelo fato de que a taxa de expansão do tubo é de 0,7 a 2%.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

A FIG. 1 é uma vista da relação entre a mudança no limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço devido ao envelhecimen- to e a quantidade de adição de Mo.

A FIG. 2 é uma vista mostrando a relação entre a mudança no limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço devido ao enve- lhecimento e a razão Mo/Mn.

A FIG. 3 é uma vista esquemática da estrutura metalúrgica do aço da presente invenção onde (a) é uma vista esquemática da estrutura metalúrgica da bainita inferior e (b) é uma vista esquemática da estrutura metalúrgica da pseudo bainita superior.

A FIG. 4 é uma vista esquemática da bainita granular. MELHOR FORMA DE EXECUÇÃO DA INVENÇÃO

Um tubo de aço para tubulação tem que ser produzido em mas- sa e em um curto período de tempo, então o material para ele, isto é, a cha- pa de aço para a tubulação, está sendo requisitada a ser produzida por Ia- minação, sem choque térmico, revenido, ou qualquer outro tratamento térmi- co. Além disso, do ponto de vista da capacidade de soldagem no local, é necessário reduzir a quantidade de C. Para satisfazer a alta resistência e alta tenacidade sob tais condições, deve ser utilizada uma estrutura de baini- ta ou mista de bainita e martensita. Além disso, para obter estavelmente tal estrutura, é eficaz laminar o aço aquente ao qual é adicionado o B por Iami- nação controlada e para resfriá-lo aceleradamente. Note que a chapa de aço produzida pela laminação controlada e resfriamento acelerado tem uma re- sistência na direção da largura da chapa maior que a resistência na direção de laminação. A resistência não muda muito mesmo se se aquecer a chapa até 200 a 250°C.

Um tubo de aço produzido pela conformação dessa chapa de aço em um tubo, soldando-se a arco as partes com costura, e expandindo- se o tubo muda em sua resistência, por exemplo, um tubo produzido pelo processo UOE muda em sua resistência devido à deformação plástica. Em particular, o limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço YS- Lpp [MPa] muda complicadamente de acordo com a estrutura e as proprieda- des da chapa de aço devido à superposição do endurecimento de trabalho devido à expansão do tubo e ao efeito Bauschinger. Por esta razão, o limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço é difícil de ser estima- do a partir dão limite de elasticidade da direção de laminação da chapa de aço. Se não se tentar medir as propriedades do tubo de aço após a expan- são, valores precisos não podem ser determinados. Além disso, se aque- cermos o tubo de aço até 200 a 250°C ou algo assim, a deformação plástica no momento da expansão do tubo fará com que uma grande quantidade de deslocamentos seja introduzida, então mudanças na resistência que não ocorrem na chapa de aço passarão a ocorrer e a tensão de envelhecimento faz com que o limite de elasticidade aumente. Os inventores mudaram a quantidade de Mn a quantidade de Mo do tubo de aço para tubulação de alta resistência tendo um baixo teor de C, contendo B, tendo um valor de P expresso pela fórmula 1 a seguir

Valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni+Cu) + 2Mo (fórmula 1) de 2,5 a 4,0 usando os teores dos elementos C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu e Mo (% em massa), e tendo uma estrutura metalúrgica compreendida de bainita e martensita e estudaram a resistência à tensão de envelhecimen- to. Eles envelheceram o tubo de aço após a expansão pelo aquecimento do mesmo até 240°C e mantendo-o ali por 10 minutos, subtraíram o limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço antes do envelhecimento do limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço após o enve- lhecimento, e avaliaram a diferença como o aumento no limite de elasticida- de na direção longitudinal do tubo ΔYSLpp [MPa].

A mudança no aumento do limite de elasticidade na direção Ion- gitudinal do tubo de aço ΔYSLpp [MPa] em relação ao teor de Mo está mos- trada na FIG. 1, enquanto a mudança em relação à razão Mo/Mn está mos- trada na FIG. 2. Da FIG, 1, reduzindo-se o teor de Mo para menos de 0,15%, o aumento no limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço ΔYSLpp [MPa] torna-se menor. Da FIG. 2 aprende-se que se se fizer a razão Mo/Mn 0,08 ou menor, o aumento no limite de elasticidade na direção longi- tudinal do tubo de aço ΔYSLpp [MPa] torna-se menor e a resistência à tensão de envelhecimento torna-se melhor. O aumento no limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço quando se aquece o aço até 200 a 250°C é estimado como sendo devido à precipitação fina de MoC. Isto é, os átomos de Mo no aço não se moverão devido à difusão, mas é previsto que os átomos de C se difundirão no aço e se ligarão com o Mo presente nos, ou próximo dos, deslocamentos introduzidos. Por esta razão, se se reduzir o teor de Mo, acredita-se que se a precipitação de MoC for suprimida e a re- sistência à tensão de envelhecimento é melhorada. Além disso, acredita-se que a razão para melhorar-se a resistência à tensão de envelhecimento pelo aumento do teor de Mn seja que a redução da quantidade de C em solução sólida resulta em uma redução nos precipitados finos de MoC. Da consideração acima, foi aprendido que a supressão do teor de Mo é eficaz para a melhoria da resistência à tensão de envelhecimento. Por outro lado, o Mo suprime a precipitação de carbonitretos de B na região de temperatura da austenita durante a laminação a quente e tem o efeito de estabilizar a capacidade de endurecimento do aço contendo B, então o Mo é preferivelmente adicionado na faixa permissível. Além disso, se se reduzir a quantidade de C1 a precipitação de carbonitretos de B é suprimida na região de temperatura de austenita. Note que a região de temperatura de austenita significa a temperatura onde a estrutura do aço está na fase única de auste- nita, isto é, a faixa acima da temperatura onde a transformação da ferrita inicia no momento do resfriamento. Portanto, reduzindo-se a quantidade de C usando-se a quantidade que dê a resistência necessária como limite infe- rior, adicionando-se B, reduzindo-se a quantidade de adição de Mo e a razão Mo/Mn, e fazendo-se o valor de P uma faixa predeterminada pela adição de elementos de ligação que dêem capacidade de endurecimento, os invento- res tiveram sucesso em obter o tubo de aço para tubulação de alta resistên- cia e a chapa de aço que forma o material para o mesmo da presente inven- ção.

A seguir serão explicadas as razões para a limitação dos ele- mentos ingredientes da chapa de aço para a tubulação de resistência super alta e da tubulação de resistência super alta da presente invenção. Note que na explicação da composição química dos elementos, % significa o % em massa.

Mo é o elemento mais importante na presente invenção. O Mo forma MoC fino pela tensão de envelhecimento e aumenta o limite de elasti- cidade na direção longitudinal após o revestimento do tubo de aço para a tubulação para evitar a corrosão. Em particular, se se adicionar Mo até 0,15% ou mais, o aquecimento no momento de revestir a superfície externa do tubo de aço para evitar a corrosão aumenta o limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço, então o limite superior tem que ser feito menos de 0,15%. Por outro lado, para melhorar a capacidade de endureci- mento do aço e obter a estrutura almejada de principalmente bainita, mais de 0% têm que ser adicionados. Para se obter esse efeito, 0,035 ou mais são preferivelmente adicionados.

Mn é um elemento essencial para tornar a microestrutura da presente invenção uma estrutura principalmente bainita e garantir um bom equilíbrio de resistência e tenacidade a baixa temperatura. A adição de 1,7% ou mais é necessária. Entretanto, se a quantidade de adição de Mn for muito grande, a capacidade de endurecimento do aço é aumentada não apenas para degradar a dureza e a capacidade de soldagem no local da zona afeta- da pelo calor (também chamada "HAZ"), mas também agrava a segregação central da placa de lingotamento contínuo e degrada a tenacidade a baixa temperatura da base, então o limite superior foi feito 2,5%.

Além disso, o Mn é um elemento que tem o efeito de reduzir a quantidade de C em solução sólida e suprimir a tensão de envelhecimento. Devido ao efeito sinérgico com a redução de Mo, a resistência ao envelhe- cimento é notavelmente melhorada. Por esta razão, na presente invenção, Mo/Mn é tornado um indicador importante para a melhoria da resistência à tensão de envelhecimento. O limite superior foi feito 0,08 ou menos. O limite inferior de Mo/Mn foi feito maior que 0 uma vez que o limite inferior da quan- tidade de MO é maior que 0%. Note que o limite inferior preferível da quanti- dade de Mo é 0,03%. Se o limite superior da quantidade de Mn for 2,5%, o limite inferior preferível de Mo/Mn é 0,012.

O C é extremamente eficaz para melhorar a resistência do aço. Para se obter a resistência necessária para tubos de aço para tubulações de alta resistência, a adição de mais de 0,03% é necessária. Entretanto, se a quantidade de C for muito grande, a precipitação de carbonetos de B é ace- lerada e uma deterioração notável na tenacidade a baixa temperatura e na capacidade de soldagem no local do material base e na HAZ é atraída, en- tão o limite superior foi feito 0,07% ou menos. Do ponto de vista da tenaci- dade a baixa temperatura e da capacidade de soldagem no local do material base e HAZ, o limite superior preferível da quantidade de C é 0,06%.

O Si é um elemento adicionado como um agente de desoxida- ção e é eficaz para melhorar a resistência do aço, mas se adicionado exces- sivamente, a tenacidade na HAZ e a capacidade de soldagem no local são notavelmente degradados, então o limite superior foi feito 0,6%. Quando se desoxida o aço pela adição de AI e Ti, o Si não tem que ser adicionado.

O Al é um elemento adicionado como agente de desoxidação e é eficaz para aumentar a finura da estrutura. Entretanto, se a quantidade de AI exceder 0,1%, as inclusões não-metálicas à base de Al aumentam e pre- judicam a limpeza do aço, então o limite superior foi feito 0,1%. Do ponto de vista de tenacidade a baixa temperatura, o limite superior preferível da quan- tidade de adição de Al é 0,06%. Se se adicionar Ti e Si para desoxidar sufi- cientemente o aço, não há necessidade de adicionar Al.

O Ti é um elemento que produz TiN finamente precipitado e su- primir o embrutecimento dos grãos de austenita no momento do reaqueci- mento da placa e na HAZ para tornar a estrutura metálica mais fina e melho- rar a tenacidade a baixa temperatura do material base e HAZ. Além disso, o Ti é também útil como elemento desoxidante. Quando a quantidade de Al é uma quantidade pequena de 0,005% ou menos, há o efeito de formação de óxidos e tornando mais fina a estrutura do HAZ. Além disso, para fixar a so- lução sólida de N prejudicando o efeito de melhoria da capacidade de endu- recimento de B, é também eficaz melhorar a capacidade de endurecimento. Para se obter esses efeitos, a adição de 0,005% ou mais de Ti é necessária. Entretanto, se a quantidade de Ti for muito grande, o endurecimento da pre- cipitação pelo TiC ou o embrutecimento do TiN provoca a deterioração da tenacidade a baixa temperatura, o limite superior foi feito 0,03%. Além disso, para aumentar o efeito de supressão da formação de BN e melhorar a capa- cidade de endurecimento pelo Β, o limite inferior da quantidade de Ti é prefe- rivelmente feito mais de 3,4N [% em massa].

B é um elemento extremamente eficaz para aumentar visivel- mente a capacidade de endurecimento do aço em quantidades extremamen- te pequenas e tornar a microestrutura do aço principalmente bainita. A adi- ção de 0,0006% ou mais é necessária. Em particular, se co-presente com Mo, o efeito sinérgico faz a capacidade de endurecimento aumentar nota- velmente, então isso é extremamente eficaz. Por outro lado, se adicionado excessivamente, ele não apenas degrada a tenacidade a baixa temperatura, mas também prejudica o efeito de melhoria da capacidade de endurecimen- to, então o limite superior foi feito 0,0025%. Além disso, para melhorar a te- nacidade a baixa temperatura da HAZ com tamanho de grão embrutecido, o limite superior da quantidade de adição de B é preferivelmente feito 0,0015% ou menos.

N é um elemento que forma TiN e suprime o embrutecimento dos grãos de austenita no momento do reaquecimento da placa e na HAZ para melhorar a tenacidade a baixa temperatura do material base e HAZ. Para obter esse efeito, o N tem que ser adicionado em uma quantidade de 0,001% ou mais. Por outro lado, se o N for adicionado excessivamente, TiN bruto é formado e torna-se a causa de falhas na superfície da placa. Se o N em solução sólida aumenta, a tenacidade HAZ diminui e o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento pela adição de B é prejudicada, então o limite superior tem que ser suprimido para 0,006% ou menos.

PeS são elementos impureza. Para também melhorar o materi- al base e HAZ na tenacidade a baixa temperatura, é necessário limitar o teor desses elementos. Reduzindo-se a quantidade de P1 é possível reduzir-se a segregação no centro da placa Iingotada continuamente e é possível evitar a fratura intergranular, então o limite superior é feito 0,015% ou menos. Além disso, reduzindo-se a quantidade de S, é possível reduzir o MnS desenvolvi- do na laminação a quente e melhorar a ductilidade e a tenacidade, então o limite superior foi feito 0,003% ou menos.

Além do mais, o aço contém um ou mais elementos entre Ni, Cu, e Cr que são relativos ao valor de P do indicador da capacidade de endure- cimento do aço.

O propósito da adição de Ni é melhorar a tenacidade a baixa temperatura, resistência, e outras propriedades do aço da presente invenção com seu baixo teor de C sem provocar a deterioração da capacidade de sol- dagem no local. A adição de Ni, comparado com a adição de Mn, Cr, e Mo, forma menos freqüentemente estruturas duras prejudiciais à tenacidade a baixa temperatura em particular no centro da espessura do tubo de aço, isto é, locais correspondentes à faixa de segregação central da placa de aço Iin- gotada continuamente. Por outro lado, se a quantidade de adição de Ni for muito grande, a economia é prejudicada e reciprocamente a tenacidade da HAZ ou a capacidade de soldagem no local é degradada, então o limite su- perior é preferivelmente feito 1,5%. Para melhorar a tenacidade a baixa tem- peratura e a resistência, a adição de 0,1% ou mais é preferível. Para melho- ria da tenacidade da HAZ, a adição de 0,3% ou mais é preferível. Além dis- so, a adição de Ni é também eficaz para prevenção de fraturas do Cu no momento da laminação a quente no momento do Iingotamento contínuo. Nesse caso, é preferível adicionar Ni em uma quantidade de pelo menos Vz da quantidade de Cu.

Cu e Cr são elementos que aumentam a resistência do material base e da zona de soldagem, mas se adicionado excessivamente, eles al- gumas vezes causam a deterioração da tenacidade da HAZ e da capacidade de soldagem no local, então os limites superiores são preferivelmente feitos 1,0%. Para aumentar a resistência do material base e da zona de soldagem, o Cu e o Cr são preferivelmente adicionados em quantidades de 0,1% ou mais.

Além disso, é também possível adicionar um ou ambos entre Nb e V.

Nb, pela adição juntamente com Mo, não apenas suprime a re- cristalização da austenita e torna a bainita mais fina e mais estável no mo- mento da laminação controlada, mas também contribui para o endurecimen- to da precipitação ou o aumento da capacidade de endurecimento e reforça e endurece o aço. Além disso, se se adicionar Nb juntamente com Β, o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento é sinergicamente aumentado. Por outro lado, se a quantidade de adição de Nb for muito grande, há algu- mas vezes um efeito prejudicial na tenacidade HAZ ou na capacidade de soldagem no local, então o limite superior é preferivelmente feito 0,1%. Note que do ponto de vista de tornar a estrutura mais fina e fazer o aço mais forte e mais duro, é preferível adicionar Nb em uma quantidade de 0,003% ou mais. Além disso, para suprimir o amolecimento da HAZ, é mais preferível adicionar Nb em uma quantidade de 0,01% ou mais.

V é um tanto fraco em comparação com Nb, mas tem substanci- almente o mesmo efeito. A adição ao aço da presente invenção é eficaz. Por outro lado, para se obter uma boa tenacidade na HAZ e capacidade de sol- dagem no local, o limite superior da quantidade de adição de V é preferivel- mente feito 0,1% ou menos. Note que do ponto de vista de tornar a estrutura mais fina e fazer o aço mais forte e mais duro, o limite inferior preferível da quantidade de adição de V é 0,005% ou mais. Em particular, devido à adição composta de Nb e V, as características superiores do aço da presente in- venção tornam-se também notáveis. Além disso, do ponto de vista de au- mento da resistência e da tenacidade do aço, a faixa mais preferível da quantidade de adição de V é 0,03 a 0,08%.

Além disso, é também possível adicionar um ou mais elementos entre Ca, REM, e Mg eficazes para controlar os óxidos e sulfetos do aço.

Ca e REM têm o efeito de controlar a forma dos sulfetos, em particular, MnS, e melhorar a tenacidade a baixa temperatura. Entretanto, se adicionados em quantidade de Ca acima de 0,01% ou de REM acima de 0,02%, as inclusões incluindo Ca e REM algumas vezes se tornam mais bru- tas e também algumas vezes tornam-se grupos. Eles não apenas prejudi- cam a limpeza do aço, mas algumas vezes também têm um efeito prejudicial na capacidade de soldagem no local. Por esta razão, os limites superiores da quantidade de Ca e da quantidade de REM são preferivelmente feitos 0,01% ou menos e 0,02% ou menos. Do ponto de vista da capacidade de soldagem no local, o limite superior da quantidade de Ca é mais preferivel- mente limitado a 0,006% ou menos, Além disso, do ponto de vista da tenaci- dade a baixa temperatura, os limites inferiores da quantidade de Ca e da quantidade de REM são preferivelmente feitos 0,0005% ou mais e 0,001%. Se se considerar a limpeza e a tenacidade a baixa temperatura do aço, as faixas ótimas da quantidade de Ca e da quantidade de REM adicionadas são respectivamente 0,001 a 0,003% e 0,002 a 0,005%.

Note que no tubo de aço para tubulação de alta resistência da presente invenção, do ponto de vista do controle da forma dos sulfetos, em particular, MnS1 é particularmente eficaz reduzir a quantidade de S e a quan- tidade de O para 0,001% e 0,002% ou menos e fazer o indicador ESSP, ex- presso pela fórmula 2 a seguir, ser 0,5 a 10:

ESSP = (Ca)[1 - 124(0)]/1,25S (fórmula 2)

onde Ca e O são o teor de Ca e o teor de O.

O Mg apresenta os efeitos de formação de óxidos finamente dis- persos e de supressão do embrutecimento do tamanho de grão da HAZ para melhorar a tenacidade a baixa temperatura. Entretanto, se se adicionar Mg acima de 0,006%, algumas vezes óxidos brutos são formados e a tenacida- de é degradada, então o limite superior é preferivelmente feito 0,006% ou menos. Para utilizar efetivamente óxidos finos de Mg e em particular para melhorar a tenacidade a baixa temperatura da HAZ, é preferível adicionar 0,0005% ou mais de Mg.

Em adição à limitação da composição dos elementos individuais adicionados acima mencionados, é também necessário fazer o indicador da capacidade de endurecimento, isto é, o valor P, estar na faixa 2,5 a 4,0. Isto é para se alcançar o equilíbrio da resistência e da tenacidade a baixa tempe- ratura almejadas pelo tubo de aço para tubulação de alta resistência e pelo material para o mesmo, isto é, chapa de aço para tubulação de alta resistên- cia, da presente invenção. O limite inferior do valor P foi tornado 2,5 para fazer a resistência à tração da direção circunferencial do tubo de aço 900 MPa ou mais e obter uma tenacidade superior a baixa temperatura. Além disso, o limite superior do valor P foi feito 4,0 para manter uma tenacidade da HAZ e uma capacidade de soldagem no local superiores. O valor P é cal- culado pela fórmula 1 a seguir, a partir dos teores [% em massa] dos ele- mentos C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu e Mo. Note que quando os teores dos elemen- tos adicionados seletivamente de Cr, Ni e Cu são respectivamente menos de 0,1%, o valor P é calculado assumindo-os como 0.

Valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni+Cu) + 2Mo

(formula 1)

A seguir a estrutura metálica será explicada.

Para fazer a resistência à tração na direção circunferencial do tubo de aço ser 900 MPa ou mais, é necessário suprimir a formação de bai- nita granular e tornar a estrutura metalúrgica bainita ou uma estrutura mista de bainita e martensita. O aço da presente invenção reduz a quantidade de C e adiciona B, então nenhuma ferrita poligonal é produzida. Em particular, uma estrutura de bainita homogênea ou uma estrutura mista de bainita e martensita é facilmente obtida. Na presente invenção, a estrutura metalúrgi- ca a partir pelo menos da camada de superfície da superfície externa ou da superfície interna do tubo de aço até 5 mm tem que ser uma estrutura de bainita ou uma estrutura mista de bainita e martensita. Toda a superfície da direção da espessura da chapa é preferivelmente uma estrutura de bainita ou uma estrutura mista de bainita e martensita. Para isso, é suficiente con- firmar que a resistência do metal do centro da espessura da chapa seja bai- nita ou uma estrutura mista de bainita e martensita. O material da chapa de aço do tubo de aço da presente invenção é similar. A observação da estrutu- ra por um microscópio ótico pode ser executada usando-se a direção circun- ferencial do tubo de aço ou a direção transversal da chapa de aço como su- perfície de observação, polindo-a mecanicamente, e então causticando-se a mesma por Nital. Note que a estrutura metalúrgica do tubo de aço é a estru- tura metalúrgica do material base diferente da zona de soldagem e da HAZ.

A estrutura metalúrgica compreendida de bainita e martensita nos limites de dos grãos formadores de austenita vista quando se observa a estrutura metalúrgica do aço da presente invenção por um microscópio ótico está mostrada esquematicamente na FIG. 3. A FIG> 3(a) mostra a estrutura metalúrgica também chamada "bainita inferior" que é compreendida de ce- mentita fina 3 precipitada entre as lâminas finas 2 e as lâminas 2. Note que na observação da estrutura por um microscópio ótico, também a martensita, similar à FIG. 3(a), é compreendida de cementita fina precipitada entre as lâminas finas e as lâminas. A FIG. 3(b) mostra a estrutura metalúrgica tam- bém chamada "pseudo bainita superior" que tem uma largura maior de lâmi- nas que a bainita inferior da FIG. 3(a) e não tem cementita fina nas lâminas. Ela tem uma mistura 4 de martensita e austenita (Constituinte Martensita- Austenita ou MA) entre as lâminas. Na presente invenção, "bainita" é o nome geral para bainita inferior da forma esquematicamente mostrada na FIG. 3(a) e a pseudo bainita superior na forma mostrada esquematicamente na FIG. 3(b).

Note que quando se usa um microscópio ótico para observar a estrutura metalúrgica, tanto a martensita quanto a bainita inferior tomam a forma mostrada esquematicamente na FIG. 3(a), então a discriminação é difícil. Portanto, na presente invenção a estrutura compreendida de bainita e martensita compreende bainita ou uma estrutura mista de bainita e martensi- ta. Note que a martensita e a bainita podem ser diferenciadas da ferrita e da bainita granular 5 por um microscópio ótico. A bainita granular lembra ferrita acicular. Como esquematicamente mostrado na FIG. 4, essa tem MA mais bruto que a pseudo bainita superior. Além disso, distinto da bainita, há ferrita granular 5.

Além disso, o fato de que a estrutura metalúrgica da chapa de aço da presente invenção ser bainita ou uma estrutura mista de bainita e martensita pode ser confirmado pela resistência à tração na direção trans- versal da chapa de aço TSjpi [MPa] satisfazendo a fórmula 3 a seguir. Isto significa que a TStpi [MPa], descoberta a partir do teor de C por 6200xC+766, é 85% ou mais da resistência no caso onde a estrutura meta- lúrgica é completamente martensita.

TSrpi ≥ 0,85 (6200 χ C + 766) (fórmula 3)

A seguir será explicado o método de produção.

Para produzir chapa de aço tendo uma microestrutura compre- endida de bainita fina e martensita, é necessário que não apenas os elemen- tos químicos do aço, mas também as condições de produção sejam torna- das faixas adequadas. Inicialmente a placa obtida pelo Iingotamento é lami- nada em bruto na região de temperatura de recristalização, e então é lami- nada na região de não-cristalização até uma chapa de aço tendo grãos re- cristalizados para obter grãos de austenita aplanados na direção da espes- sura da chapa. A laminação na região de não-cristalização da presente in- venção significa a laminação a quente executada na região de temperatura de não-cristalização e na região de temperatura d austenita, isto é, a faixa de temperatura com um limite superior menor que a temperatura de recristaliza- ção e um limite inferior de pelo menos a temperatura onde começa a trans- formação da ferrita no momento do resfriamento. Após o fim da laminação na região de não-recristalização, a chapa de aço é resfriada a uma taxa de resfriamento adequada, isto é, uma taxa de resfriamento onde uma bainita granular bruta é formada a um limite inferior e uma taxa de resfriamento on- de bainita e martensita são formadas como um limite superior. Note que se a taxa de resfriamento for lenta, a estrutura metalúrgica se torna pseudo baini- ta superior. Juntamente com o aumento na taxa de resfriamento, a bainita inferior aumenta. Se a taxa de resfriamento aumenta, a martensita aumenta.

No momento da laminação a quente, a placa produzida pelo Iin- gotamento contínuo ou pela produção de blocos é aquecida até 1000 a 1250°C. Se a temperatura de aquecimento for menor que 1000°C. uma so- lução sólida suficiente dos elementos adicionados e a uniformidade dos grãos da estrutura Iingotada não podem ser alcançados. Por outro lado, se a temperatura de aquecimento for maior que 1250°C, os grãos de cristal tor- nam-se mais brutos.

Quando se lamina em bruto a placa aquecida, a faixa de tempe- raturas é feita a região de temperatura de recristalização desde abaixo da temperatura de aquecimento até 900°C. A taxa de redução na laminação em bruto pode ser adequadamente determinada a partir da espessura de chapa da placa e a espessura de chapa do produto, mas é preferível fazer a tempe- ratura menor que a temperatura de laminação da laminação em bruto, au- mentar a taxa de redução, e tornar o tamanho dos grãos de cristal tão finos quanto possível antes da laminação na região de não-recristalização.

Após a laminação em bruto, na região de temperatura de não cristalização abaixo de 900°C e na região de temperatura de austenita acima de 700°C, a laminação na região de não-recristalização é executada com uma taxa de redução cumulativa de 75% ou mais. O aço da presente inven- ção tem grandes quantidades de Nb e outras ligas, então 900°C ou menos é a região de temperatura de não-recristalização. Além disso, a temperatura final de laminação na região de recristalização tem que ser feita a região de temperatura de austenita de 700°C ou mais. Fazendo-se a taxa de redução cumulativa nessa faixa de temperaturas ser 75% ou mais, os grãos de cristal se tornam planos e finos e a resistência e tenacidade são melhoradas. Note que a taxa de redução cumulativa é o valor da diferença entre a espessura da chapa de aço antes da laminação na região de não-recristalização e a espessura da chapa após a final da laminação dividido pela espessura da chapa antes da laminação na região de não-recristalização expressa em porcentagem.

Após o final da laminação na região de não-recristalização, a chapa de aço é resfriada da região de temperatura austenita de mais de 700°C a uma taxa de resfriamento do centro da espessura da chapa de aço de 1 a 30°C/s até 500°C ou menos. Isto é porque se a taxa de resfriamento for menor que 1 °C/s, a bainita granular é formada no centro da espessura da chapa de aço e a resistência e a tenacidade caem. Por outro lado, se a taxa de resfriamento do centro da espessura da chapa exceder 30°C/s, a marten- sita aumenta, a resistência eleva-se, e a capacidade de conformação no momento da produção de tubos e a tenacidade a baixa temperatura são pre- judicados. Se a taxa de resfriamento do centro da espessura da chapa esti- ver na faixa de 1 a 30°C/s, a camada de superfície e a centro da espessura da chapa tornam-se uma estrutura metalúrgica compreendida de um ou am- bos entre bainita e martensita e a tenacidade a baixa temperatura é melho- rada.

Isto será explicado em maiores detalhes. Se a taxa de resfria- mento do centro da espessura da chapa for de 1 a 10°C/s, o cão da presen- te invenção tem baixo C, então a formação de carbonetos é suprimida. O resultado não se torna bainita superior que, em geral, é dita ser pobre em tenacidade a baixa temperatura, mas a pseudo bainita superior onde o MA formado entre as lâminas é principalmente austenita residual. Devido ao aumento na taxa de resfriamento, as quantidades de bainita inferior e mar- tensita aumentam. Se a taxa de resfriamento do centro da espessura da chapa tornar-se maior que 10°C/s, a espessura do centro da chapa torna-se bainita de uma estrutura mista de pseudo bainita superior e bainita inferior e inclui também martensita. Além disso, quando a taxa de resfriamento do centro da espessura da chapa torna-se 20°C/s ou mais, mesmo no centro da espessura da chapa, as quantidades de bainita inferior e martensita aumen- tam e toda a superfície da chapa de aço algumas vezes se torna uma estru- tura metalúrgica compreendida de bainita inferior e martensita.

O limite inferior da faixa de temperaturas para controlar a taxa de resfriamento, isto é, a temperatura para parar o resfriamento acelerado, foi feita 500°C ou menos para se obter uma microestrutura compreendida de bainita fina e martensita. Devido a isso, á possível evitar a transformação de austenita para bainita granular e obter uma estrutura metalúrgica compreen- dida de um ou ambos entre bainita e martensita. Do ponto de vista de resis- tência e tenacidade, a faixa preferível da temperatura para parar o resfria- mento acelerado é de 300 a 450°C.

A taxa de resfriamento do centro da espessura da chapa quando se resfria a chapa de aço deve ser descoberta medindo-se as temperaturas da superfície da chapa de aço antes e depois do resfriamento por um ter- mômetro de radiação, etc., descobrindo a temperatura do centro da espes- sura da chapa pelo cálculo da condução de calor, e dividindo-se a tempera- tura antes e após o resfriamento pelo tempo de resfriamento. Além disso, se se mudar previamente a espessura da chapa e as condições de resfriamen- to, por exemplo, as condições de resfriamento a água, e descobrir a mudan- ça no tempo da temperatura do centro da espessura da chapa de aço por um par termelétrico, é possível controlar a taxa de resfriamento pelas condi- ções de resfriamento. Note que para calibrar o termômetro de radiação e descobrir os parâmetros para cálculo da condução de calor, é preferível me- dir-se a temperatura na superfície da chapa de aço e no centro da espessura da chapa por um par termelétrico enquanto se resfria a chapa sob várias condições simulando a operação real e medindo-se a mudança na tempera- tura juntamente com o tempo.

Após o término da laminação na região de não-recristalização, é preferível iniciar imediatamente o resfriamento, mas algumas vezes a tempe- ratura cai durante o transporte até o equipamento de resfriamento. Portanto, quando termina a laminação na região de não-recristalização a 700°C, a temperatura de início do resfriamento algumas vezes se torna 700°C ou me- nos, mas não há problema de se fazer o tempo desde o final da laminação na região de não-recristalização até o início do resfriamento dentro de um período de 60 segundos, preferivelmente dentro de um período de 30 se- gundos.

A chapa de aço assim obtida é conformada em um tubo de for- ma que a direção de laminação e a direção longitudinal do tubo de aço se- jam compatíveis e as peças com costura sejam conectadas para obter o tu- bo de aço. Na presente invenção, é necessário conectar as partes com cos- tura, e então expandir o tubo para aumentar a verdadeira redondeza do tubo de aço.

O tubo de linha da presente invenção tem geralmente um diâme- tro de 450 a 1500 mm e uma espessura de parede de 10 a 40 mm ou simi- lar. Para produzir eficientemente tal tamanho de tubo, a chapa de aço é con- formada em forma de U e então em forma de O para a produção do tubo pelo processo UO. Além disso, a soldagem a partir das superfícies interna e externa executadas após a conformação, e então a soldagem descontínua das partes com costura é preferivelmente por soldagem submersa do ponto de vista da produtividade.

Quando se expande o tubo de aço, é necessário faze-lo defor- mar até a região plástica para melhorar a redondeza. No caso de tubo de aço para tubulação de alta resistência da presente invenção, a taxa de ex- pansão do tubo é preferivelmente feita 0,7% ou mais. A taxa de expansão do tubo [%] é definida pela fórmula 4 a seguir:

Taxa de expansão to tubo = ((circunferência após a expansão do tubo/circunferência antes da expansão do tubo)/circunferência antes da ex- pansão do tubo) χ 100 (fórmula 4)

Se a taxa de expansão do tubo exceder 2%, tanto o material ba- se quanto a zona de soldagem se deterioram grandemente quanto à tenaci- dade devido à deformação plástica. Portanto, a expansão do tubo é preferi- velmente feita 0,7 a 2%. EXEMPLOS

Um aço de cada um dos elementos químicos mostrados na Ta- bela 1 foi produzido em um conversor de 300 t, e então Iingotado continua- mente para se obter uma placa de aço. Após isto, ela foi reaquecida até 1100°C, laminada em uma região de recristalização acima de 900°C, e en- tão laminada na região de não-recristalização em uma faixa de temperaturas de 750 a 900°C por uma quantidade cumulativa de redução de 80%. Após o término da laminação na região de não-recristalização a 750°C, o aço foi resfriado aceleradamente por esfriamento a água a partir da temperatura de 700°C ou mais sob as condições mostradas na Tabela 2 para produzir cha- pas de aço tendo uma espessura de 18 mm. A taxa de resfriamento foi des- coberta pela medição da temperatura da superfície da chapa de aço antes e após o início do resfriamento por um termômetro de radiação, descobrindo- se a temperatura da parte central da espessura da chapa de aço pelo cálcu- lo da condução de calor, e dividindo-se a diferença de temperatura pelo tempo de resfriamento.

Essas chapas de aço foram conformadas em tubos pelo proces- so UO, foram soldadas descontinuamente nas partes com costura, e então foram soldadas por submersão. A soldagem submersa foi executada sob condições de soldagem de três eletrodos a 1,5 m/min e entrada de calor de 2,6 kJ/mm por um passe cada a partir das superfícies interna e externa. A- pós isto, o tubo foi expandido a uma taxa de expansão de tubo de 1% para produzir um tubo de aço tendo um diâmetro externo de 965 mm.

Foram tiradas amostras da superfície desses tubos de aço, da parte central da espessura da chapa, e da parte central entre a superfície e o centro da espessura da chapa usando-se a seção transversal na direção circunferencial como as superfícies observadas. As estruturas metalúrgicas foram observadas por um microscópio ótico. Note que a superfície observa- da da amostra para observação da estrutura metalúrgica foi polida mecani- camente, e então causticada com Nital. Como resultado, em cada tubo de aço não foi observada bainita granular. Foi confirmado que toda a superfície era uma estrutura metalúrgica compreendida de bainita e martensita.

Foram obtidos corpos de prova de tração a partir dessas chapas de aço e tubos de aço e submetidos aos testes de tração com base na API 5L. Corpos de prova de espessura completa foram tirados da chapa de aço e do tubo de aço na direção longitudinal da chapa de aço (direção L) e da direção transversal (direção T) e na direção longitudinal do tubo de aço (di- reção L). Tiras de espessura completa em forma de arco foram tiradas do tubo de aço na direção circunferencial (direção C) do tubo de aço e aplana- das por pressão para preparar corpos de prova de espessura completa ten- do a direção circunferencial como a direção longitudinal. O limite de elastici- dade foi avaliado como o limite de elasticidade compensado em 0,2%. Note que parte do corpo de prova de tração da direção L do tubo de aço foi aque- cido até 220°C e mantido ali por 10 minutos para tratamento de envelheci- mento. O limite de elasticidade do corpo de prova antes do envelhecimento foi subtraído do limite de elasticidade do corpo de prova após o envelheci- mento e a diferença foi avaliada como o aumento no limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço AYSlpp [MPa]. Note que um aumento no limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço AYSlpp [MPa] de 100 MPa ou menos foi designado como uma boa faixa.

Além disso, o teste de impacto de Charpy foi executado com ba- se na JIS Z 2242 usando-se um corpo de prova de tamanho total com fenda de 2 mmV a -30°C. O corpo de prova do teste de impacto de Charpy foi fa- bricado usando-se a direção circunferencial como a direção longitudinal. As propriedades da chapa de aço e do tubo de aço estão mostradas na Tabela 2.

As chapas de aço e os tubos de aço nos 1 a 10 foram produzidos usando-se os aços AaG tendo os elementos químicos no escopo da pre- sente invenção e produzidos pelas condições no escopo da presente inven- ção, têm resistências na faixa almejada, e têm alta tenacidade a baixa tem- peratura. Por outro lado, o n9 11 tem uma quantidade de Mo maior que o escopo da presente invenção, então o aumento no limite de elasticidade na direção longitudinal do tubo de aço AYSlpp [MPa] devido ao envelhecimento é grande. O ne 12 tem uma quantidade de C menor que o escopo da presen- te invenção, então não satisfaz a resistência. Tabela 1

<table>table see original document page 27</column></row><table> Tabela 2

<table>table see original document page 28</column></row><table>

Claims

1. Tubo de aço de alta resistência para tubulação superio- res em resistência à tensão de envelhecimento caracterizado pelo fato de que o material base tem uma composição de elementos químicos contendo, em % em massa, C: mais de 0,03 a 0,07%, Si: 0,6% ou menos, Mn: 1,7 a 2,5%, P: 0,015% ou menos, S: 0,003% ou menos, Al: 0,1% ou menos, Mo: mais de 0% a menos de 0,15%, Ti: 0,005 a 0,03%, N: 0,001 a 0,006%, e B: 0,0006 a 0,0025%, contendo também um ou mais elementos entre Ni: 1,5% ou menos, Cu: 1,0% ou menos, e Cr: 1,0% ou menos, tendo um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas, satisfazendo Mo/Mn: mais de 0 a 0,08 tendo um valor de P expresso pela fórmula 1 a seguir na faixa de 2,5 a 4,0, tendo uma estrutura metalúrgica compreendida de bainita e martensita, e tendo uma resistência à tração na direção circunferencial TScpp [MPa] de 900 a 1100 MPa: Valor de P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni+Cu) + 2Mo (fórmula 1) onde C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu e Mo são os teores dos respectivos elementos [% em massa].

2. Tubo de aço de alta resistência para tubulações superio- res em resistência à tensão de envelhecimento conforme apresentado na reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o material tem uma composi- ção de elementos químicos contendo, em % em massa, um ou mais elemen tos entre: Nb: 0,1% ou menos, V: 0,1% ou menos, Ca: 0,01% ou menos, REM: 0,02% ou menos, e Mg: 0,006% ou menos

3. Tubo de aço de alta resistência para tubulações superio- res em resistência à tensão de envelhecimento conforme apresentado na reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o material base tem teores de Ti e N satisfazendo: Ti-3,4 N > 0

4. Chapa de aço para um material para tubo de aço de alta resistência superior em resistência à tensão de envelhecimento, contendo, em % em massa, C: mais de 0,03 a 0,07%, Si: 0,6% ou menos, Mn: 1,7 a 2,5%, P: 0,015% ou menos, S: 0,003% ou menos, Al: 0,1% ou menos, Mo: mais de 0% a menos de 0,15%, Ti: 0,005 a 0,03%, N: 0,001 a 0,006%, e B: 0,0006 a 0,0025%, também contendo um ou mais entre: Ni: 1,5% ou menos, Cu: 1,0% ou menos, Cr: 1,0% ou menos tendo um saldo de ferro e as inevitáveis im- purezas, Mo/Mn: mais de 0 a 0,08% tendo um valor P expresso pela fórmula 1 a seguir na faixa de -2,5 a 4,0, tendo uma estrutura metalúrgica compreendida de bainita e mar- tensita, e tendo uma resistência à tração na direção circunferencial TscPP [MPa] de 880 a 1080 Mpa: Valor P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni+Cu) + 2Mo (fór- mula 1) onde C1 Si, Mn, Cr, Ni, Cu e Mo são os teores dos respectivos ele- mentos [% em massa].

5. Chapa de aço para um material para tubos de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de enve- lhecimento conforme apresentada na reivindicação 4, a mencionada chapa de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à ten- são de envelhecimento conforme apresentada na reivindicação 4 caracteri- zada por conter, em % em massa, um ou mais entre: Nb: 0,1% ou menos, V: 0,1% ou menos, Ca: 0,01% ou menos, REM: 0,02% ou menos, e Mg: 0,006% ou menos,

6. Chapa de aço para um material para tubos de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de enve- lhecimento conforme apresentada na reivindicação 4, a mencionada chapa de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à ten- são de envelhecimento caracterizada pelo fato de que os teores de Ti e N satisfazem Ti - 3,4N > 0.

7. Método de produção de chapa de aço de alta resistência para tubos de aço de alta resistência para tubulações superiores em resis- tência à tensão de envelhecimento conforme apresentada em qualquer uma das reivindicações 4 a 6, o mencionado método de produção de chapa de aço de alta resistência para tubos de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de envelhecimento caracterizado pelo aquecimento de uma placa obtida pela fusão e Iingotamento de um aço compreendido de elementos químicos conforme apresentado em qualquer uma das reivindicações 6 a 9 até 1000 a 1250°C, e então laminando-se em bruto em uma região de temperatura de recristalização de mais de 900°C, e então laminando em uma região de não-cristalização a 700 a 900°C com uma quantidade de redução cumulativa de 75% ou mais, e então resfriando- se aceleradamente a uma taxa de resfriamento na parte central da espessu- ra da chapa de 1 a 30°C/s até uma temperatura de 500°C ou menos.

8. Método de produção de chapa de aço de alta resistência para tubulações superiores em resistência à tensão de envelhecimento, ca- racterizado pela conformação da chapa de aço para tubulação de alta resis- tência produzida pelo método conforme apresentado na reivindicação 7 em um tubo de forma que a direção de laminação da chapa de aço e a direção longitudinal do tubo de aço sejam compatíveis, soldando as partes com cos- tura e então expandido o tubo.

9. Método de produção de chapa de aço de alta resistência para tubos de aço superiores em resistência à tensão de envelhecimento conforme apresentado na reivindicação 8, caracterizado pela conformação do tubo por um processo UO e pela soldagem das partes com costura a par- tir das superfícies interna e externa por soldagem a arco submerso.

10. Método de produção de chapa de aço de alta resistência para tubulação superior em resistência à tensão de envelhecimento confor- me apresentado nas reivindicações 8 ou 9, caracterizado pelo fato de que a taxa de expansão do tubo é de 0,7 a 2%.