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SOLDAGEM EM CAMPO DE TUBOS DE AÇO INOX DUPLEX E
SUPERDUPLEX
PEDRO IVO GUIMARÃES DE VASCONCELLOS
UNIVERSIDADE ESTADUAL DO NORTE FLUMINENSE – UENF
CAMPOS DOS GOYTACAZES – RJ
NOVEMBRO – 2008
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SOLDAGEM EM CAMPO DE TUBOS DE AÇO INOX DUPLEX E
SUPERDUPLEX
PEDRO IVO GUIMARÃES DE VASCONCELLOS
Dissertação apresentada ao Centro de
Ciência e Tecnologia da Universidade
Estadual do Norte Fluminense Darcy
Ribeiro, como parte das exigências para
a obtenção de título de Mestre em
Engenharia e Ciência dos Materiais.
Orientador: Prof. Ronaldo Pinheiro da Rocha Paranhos
CAMPOS DOS GOYTACAZES – RJ
NOVEMBRO – 2008
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FICHA CATALOGRÁFICA
Preparada pela Biblioteca do CCT / UENF 06/2009
Vasconcellos, Pedro Ivo Guimarães
Soldagem em campo de tubos de aço inox duplex e superduplex / Pedro
Ivo Guimarães Vasconcellos. – Campos dos Goytacazes, 2008.
ix, 92 f. : il.
Dissertação (Mestrado em Engenharia e Ciência dos Materiais) --
Universidade Estadual do Norte Fluminense Darcy Ribeiro. Centro de
Ciência e Tecnologia. Laboratório de Materiais Avançados. Campos
dos Goytacazes, 2008.
Orientador: Ronaldo Pinheiro da Rocha Paranhos.
Área de concentração: Metalurgia física.
Bibliografia: f. 85-92
1. Aço inoxidável duplex e superduplex 2. Soldagem 3. Corrosão por
pites 4. Microestrutura 5. Propriedades mecânicas l. Universidade
Estadual do Norte Fluminense Darcy Ribeiro. Centro de Ciência e
Tecnologia. Laboratório de Materiais Avançados lI. Título
CDD
671.52
SOLDAGEM EM CAMPO DE TUBOS DE AÇO INOX DUPLEX E
SUPERDUPLEX
PEDRO IVO GUIMARÃES DE VASCONCELLOS
Dissertação apresentada ao Centro de
Ciência e Tecnologia da Universidade
Estadual do Norte Fluminense Darcy
Ribeiro, como parte das exigências para
a obtenção de título de Mestre em
Engenharia e Ciência dos Materiais.
Aprovada em 07 de Novembro de 2008.
Comissão Examinadora:
Prof. João da Cruz Payão Filho (D. Sc.) – UFRJ
Prof. Eduardo Atem de Carvalho (PhD) – UENF
Prof. Luis Augusto Hernandez Terrones (PhD) – UENF
Prof. Ronaldo Pinheiro da Rocha Paranhos (PhD) – UENF
Sumário
i
SUMÁRIO
ÍNDICE DE FIGURAS
ÍNDICE DE TABELAS
RESUMO
ABSTRACT
CAPÍTULO 1– INTRODUÇÃO
CAPÍTULO 2 – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 - Os Aços Inoxidáveis
2.1.1 - Aços Inoxidáveis Ferríticos
2.1.2 - Aços Inoxidáveis Austeníticos
2.1.3 - Aços Inoxidáveis Martensíticos
2.1.4 - Aços Inoxidáveis Austeno-Ferríticos
(Duplex e Superduplex)
2.1.5 - Aços Inoxidáveis Endurecíveis por Precipitação
2.2 - O Fenômeno de Sensitização
2.3 - Metalurgia Física dos Aços Inoxidáveis Duplex
2.3.1 - Microestrutura Básica
2.3.2 - Precipitação de Fases Secundárias
2.3.2.1 - Fase σ
2.3.2.2 - Fase χ
2.3.2.3 - Nitreto de Cromo
2.3.2.4 - Austenita Secundária (γ
2
)
2.3.2.5 - Carboneto de Cromo
2.3.2.6 - Fase α
’
(Fragilização a 475ºC)
2.4 - Soldagem dos Aços Inoxidáveis Duplex e Superduplex
2.4.1 - Técnica de Soldagem
2.4.1.1 - Processos de Soldagem
2.4.1.2 - Metal de Adição
2.4.1.3 - Gases de Proteção
2.4.1.4 - Energia de Soldagem
2.4.1.5 - Preaquecimento
2.4.1.6 - Temperatura Entre Passes
2.4.1.7 - Tratamento Térmico Pós-Soldagem
iv
vii
viii
ix
1
3
3
5
7
8
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26
26
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27
28
29
29
30
30
30
Sumário
ii
2.4.2 - Metalurgia da Soldagem dos AID e AISD
2.4.2.1 - Transformações de Fase na ZF
2.4.2.2 - Transformações de Fase na ZTA
2.4.2.2.1 - Zona Termicamente Afetada de Alta
Temperatura (ZTA-AT)
2.4.2.2.2 - Zona Termicamente Afetada de Baixa
Temperatura (ZTA-BT)
2.5 - GTAW e SMAW
2.5.1 - GTAW (Gas Tungsten Arc Welding)
2.5.2 - SMAW (Shielded Metal Arc Welding)
CAPÍTULO 3 – MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 - Materiais
3.1.1 - Metal de Base
3.1.2 – Consumíveis
3.1.2.1 - Gás de Proteção
3.1.2.2 - Metal de Adição
3.2 - Preparação da Junta
3.3 - Procedimento de Soldagem
3.4 - Ensaios Não Destrutivos (END)
3.4.1 - Inspeção Visual (VT)
3.4.2 - Líquido Penetrante (PT)
3.4.3 - Exame Radiográfico (RT)
3.5 - Testes Mecânicos
3.5.1 - Tração
3.5.2 – Dobramento
3.5.3 - Impacto Charpy V
3.5.4 - Dureza
3.6 - Teste de Corrosão
3.7 - Exame Metalográfico
3.7.1- Microscopia Ótica
CAPÍTULO 4 – RESULTADOS E DISCUSSÃO
4.1 - Ensaios Não Destrutivos (END)
4.2 - Testes Mecânicos
4.2.1 – Tração
31
32
33
33
35
36
36
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40
40
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52
54
54
56
56
56
56
Sumário
iii
4.2.2 – Dobramento
4.2.3 - Impacto Charpy V
4.2.4 – Dureza
4.3 - Exame Metalográfico
4.3.1 – Metal de Base
4.3.2 – Zona Termicamente Afetada
4.3.3 - Metal de Solda
4.3.3.1 - AID
3,9
4.3.3.2 - AID
7,1
4.3.3.3 - AISD
5,5
4.4 - Teste de Corrosão
4.4.1 – Metal de Base
4.4.2 - Juntas Soldadas
4.5 - Correlação de Resultados
CAPÍTULO 5 - CONCLUSÕES
CAPÍTULO 6 - SUGESTÕES
CAPÍTULO 7 - REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
57
58
59
61
62
64
68
69
70
73
75
75
77
79
83
84
85
Índice de Figuras
iv
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 2.1: Perfil composicional em profundidade obtido por XPS num aço
inoxidável austenítico imerso em solução de 0,1 M HCl + 0,4 M NaCl
Figura 2.2: Microestrutura típica de um aço inoxidável ferrítico, AISI 430,
observado ao MEV – 750x
Figura 2.3: Diagrama de fases pseudobinário Fe-18Cr-Ni, válido para teor de
C inferior a 0,03%
Figura 2.4: Efeito de diferentes teores de Cr no campo de estabilidade da
austenita para seções do diagrama Fe-Cr-C
Figura 2.5: Microestrutura esquemática típica do aço inoxidável duplex. a)
fundido; b) chapa laminada a quente. região clara: austenita; região escura:
ferrita
Figura 2.6: Comparação entre o PRE dos aços inoxidáveis duplex e
austeníticos
Figura 2.7: Fenômeno de sensitização
Figura 2.8: Diagrama de fases pseudobinário 70Fe-Cr-Ni
Figura 2.9: Curvas TTT (Tempo-Temperatura-Transformação) esquemáticas
Figura 2.10: Curvas TTT para a precipitação de fases intermetálicas em um
AID UNS S31803 solubilizado a 1050ºC por 30min
Figura 2.11: Modelo de nucleação e crescimento da fase σ durante a
transformação eutetóide (δ → σ + α) em um AID
Figura 2.12: Efeito de elementos de liga na precipitação da fase sigma. Ligas
solubilizadas a 1100ºC e envelhecidas a 800ºC. (a) efeito do Cr em ligas
6,5%Ni-2,8%Mo. (b) efeito do Mo em ligas 25%Cr-6,5%Ni
Figura 2.13: Influência do Ni na cinética de precipitação da fase σ em ligas
25%Cr-2,8%Mo solubilizadas a 1100ºC e envelhecidas a 800ºC
Figura 2.14: Influência da temperatura de solubilização numa liga 25%Cr-
7%Ni-3%Mo na cinética de precipitação da fase σ
Figura 2.15: Micrografia (MEV) mostrando austenita secundária e fase sigma
eutetóide. Aço UNS S32750 após 72h a 700ºC
Figura 2.16: MEV de uma liga duplex após 1min. a 750ºC, mostrando
carbonetos de cromo nos contornos de grão
δ/γ
3
6
7
9
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13
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16
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19
20
21
21
22
24
25
Índice de Figuras
v
Figura 2.17: Cinética de precipitação do M
23
C
6
para um aço AISI 304
solubilizado a 1260ºC, com teores de carbono iguais a (a) 0,05% e (b)
0,038%
Figura 2.18: Repartição térmica esquemática numa junta soldada
correlacionada com um diagrama pseudobinário 70Fe-Cr-Ni
Figura 2.19: Microestrutura típica da ZF
Figura 2.20: Etapas de um ciclo térmico na ZTA-AT
Figura 2.21: Etapas de um ciclo térmico na ZTA-BT
Figura 2.22: Processo de soldagem GTAW
Figura 2.23: Equipamento básico para soldagem GTAW
Figura 2.24: Processo de soldagem SMAW
Figura 3.1: Geometria da junta
Figura 3.2: Ponteamento e seqüência de soldagem do passe de raiz
Figura 3.3: Posicionamento e dimensões de corpo-de-prova de tração
Figura 3.4: Posições para o ensaio de dobramento
Figura 3.5: Posicionamento e dimensões dos corpos-de-prova de impacto
Figura 3.6: Corpos-de-prova de impacto imersos em solução de álcool e gelo
seco
Figura 3.7: Obtenção do perfil de dureza
Figura 3.8: Retirada e dimensões das amostras do ensaio de corrosão
Figura 3.9: Arranjo do teste de corrosão
Figura 4.1: Descontinuidade com comprimento inferior a 3mm e presença de
inclusão de escória. Dobramento de face de AID
7,1
Figura 4.2: Perfil de dureza (HRC) ao longo dos passes de raiz e
acabamento de junta soldada de AID
3,9
Figura 4.3: Perfil de dureza (HV10) ao longo dos passes de raiz e
acabamento de junta soldada de AID
7,1
Figura 4.4: Perfil de dureza (HRC) ao longo dos passes de raiz e
acabamento de junta soldada de AISD
5,5
Figura 4.5: Micrografias representativas do MB de todas as amostras
analisadas
Figura 4.6: Micrografias representativas da ZTA dos AID e AISD
Figura 4.7: Diagrama pseudobinário Fe-[Cr/Ni]
eq
com indicação das ligas
SAF 2205 (AID) e SAF 2507 (AISD)
25
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59
60
60
63
65
68
Índice de Figuras
vi
Figura 4.8: Micrografias representativas do passe de acabamento da junta
soldada de AID
3,9
Figura 4.9: Micrografias representativas dos passes de raiz e enchimento da
junta soldada de AID
3,9
Figura 4.10: Micrografias representativas dos passes de enchimento e
acabamento da junta soldada de AID
7,1
Figura 4.11: Exemplo de austenita intragranular. Passe de enchimento da
junta de AID
7,1
Figura 4.12: Micrografias representativas do passe de raiz da junta soldada
de AID
7,1
Figura 4.13: Micrografias representativas dos passes de enchimento e
acabamento da junta soldada de AISD
5,5
Figura 4.14: Micrografias representativas do passe de raiz da junta soldada
de AISD
5,5
Figura 4.15: Fotografias dos metais de base, AID e AISD, após o teste de
corrosão
Figura 4.16: Fotografias representativas das juntas soldadas após o teste de
corrosão
Figura 4.17: Perfil da energia média absorvida no teste de impacto das
juntas soldadas. Note que os valores obtidos na junta de AID
3,9
foram
convertidos
Figura 4.18: Variação da fração de ferrita δ ao longo das regiões analisadas
Figura 4.19: Resultados do teste de corrosão
69
70
71
72
72
74
75
76
78
80
81
81
Índice de Tabelas
vii
ÍNDICE DE TABELAS
Tabela 2.1: Elementos ferritizantes e austenitizantes
Tabela 2.2: Dureza de um aço com 12% de Cr temperado a partir de 1050ºC
em função de seu teor de carbono
Tabela 2.3: Composição química típica de alguns aços inoxidáveis
comerciais
Tabela 3.1: Relação de aços e dimensões dos tubos
Tabela 3.2: Composição química (% peso) dos aços inoxidáveis
Tabela 3.3: Especificação e composição química (% peso) dos metais de
adição
Tabela 3.4: Parâmetros de soldagem
Tabela 3.5: Propriedades mecânicas mínimas especificadas segundo norma
ASTM A 790
Tabela 3.6: Requisitos de impacto conforme ET-200.03 apêndice 16
Tabela 4.1: Compilação de resultados de ensaio de tração
Tabela 4.2: Compilação de resultados do teste de impacto Charpy V;
T = -40ºC
Tabela 4.3: Resultados de fração de δ
Tabela 4.4: Compilação dos resultados do teste de corrosão no metal de
base
Tabela 4.5: Compilação dos resultados de perda de massa por área da junta
soldada
4
10
13
40
41
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44
48
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58
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77
viii
RESUMO
Os aços inoxidáveis duplex e superduplex possuem uma microestrutura
austeno-ferrítica com uma fração média de cada fase de aproximadamente 50%.
Esta microestrutura duplex é responsável pelas excelentes propriedades mecânicas,
especialmente o limite de escoamento e a tenacidade, e pela elevada resistência à
corrosão por pites e sob tensão em meios contendo cloretos. A soldagem destes
aços é frequentemente uma operação crítica.
Este trabalho teve como objetivo simular a soldagem em campo de tubos de
aço inoxidável duplex SAF 2205 (UNS S31803 / S32205) e superduplex SAF 2507
(UNS S32750), com espessura entre 3,9 e 7,1 mm.
As juntas foram soldadas na posição 5G, com progressão ascendente, pelo
processo GTAW no passe de raiz e SMAW nos passes de enchimento. As
propriedades mecânicas das juntas soldadas foram obtidas através de ensaios de
tração transversal, dobramento guiado de face e raiz, impacto Charpy V em três
posições (metal de solda, linha de fusão e 2mm da linha de fusão), perfil de dureza e
resistência à corrosão por pites conforme a norma ASTM G48-03, método A. A
microestrutura das juntas soldadas foi avaliada por meio de microscopia ótica e a
fração volumétrica de ferrita delta foi medida através da diferenciação de tons de
cinza usando o programa analisador de imagens Scion Image.
Os resultados obtidos nos testes mecânicos foram satisfatórios, e em especial
os de dureza e tenacidade ao impacto não sugerem a precipitação intensa de
intermetálicos, carbonetos e nitretos. O resultado superior no teste de corrosão
apresentado pela junta soldada de aço inoxidável superduplex, comparado ao
duplex, foi atribuído ao baixo teor de ferrita delta em sua solda e ZTA e composição
química da solda enriquecida em Cr, Mo, W e N.
Palavras-chave: aço inoxidável duplex e superduplex; soldagem; corrosão por pites;
microestrutura; propriedades mecânicas.
ix
ABSTRACT
The duplex and superduplex stainless steels have an austeno-ferritic
microstructure with an average fraction of each phase of approximately 50%. This
duplex microstructure is responsible for the excellent mechanical properties, specially
the yield strength and toughness, and for the improved pitting and stress corrosion
cracking resistance in chloride environments. Welding of these steels is often a
critical operation.
This work sought to simulate the field welding of SAF 2205 (UNS S31803 /
S32205) duplex and SAF 2507 (UNS S32750) superduplex stainless steel pipes, with
thickness between 3,9 and 7,1mm.
The joints were welded in the 5G position, uphill progression, by the GTAW
process on root pass and the SMAW process on filler passes. The mechanical
properties of the welded joints were obtained through transverse tensile tests, root
and face guided-bend tests, Charpy V impact at three positions (weld metal, fusion
line and 2mm from fusion line), hardness profile and pitting corrosion resistance
according to ASTM G48-03, method A. The microstructure of the welded joints was
evaluated by means of optical microscopy and the delta ferrite volume fraction was
measured through grayscale differentiation using an image analyzing software Scion
Image.
The results obtained from mechanical tests were satisfactory, specially the
hardness and toughness that do not suggest an intense intermetallics, carbides and
nitrides precipitation. The superior corrosion resistance results presented by
superduplex stainless steel welded joint, compared to duplex one, were attributed to
lower delta ferrite content on weld and HAZ, and weld chemical composition enriched
in Cr, Mo, W and N.
Keywords: duplex and superduplex stainless steel; welding; pitting corrosion;
microstructure; mechanical properties.
Introdução
1
CAPÍTULO 1 – INTRODUÇÃO
Atualmente existe uma crescente tendência ao uso de aços inoxidáveis
duplex e superduplex em instalações marítimas de exploração de petróleo, devido às
suas importantes propriedades de resistência à corrosão por pites e sob tensão em
meios contendo cloretos, aliadas às suas excelentes propriedades mecânicas, tais
como elevada tensão de escoamento e tenacidade.
Algumas plataformas offshore estão parcialmente equipadas com estes
materiais, em especial tubos, que estão apresentando sinais de corrosão na região
da junta soldada, e que num futuro próximo deverão ser reparadas ou substituídas.
Uma parceria técnico-científica foi realizada entre a Petrobras, através de seu
Suporte Técnico da Unidade de Negócios Bacia de Campos (UN-BC/ST), a
Universidade Estadual do Norte Fluminense (UENF) e ALPHATEC Engenharia e
Inspeção Ltda. com o objetivo de estudar e desenvolver uma metodologia para
cumprimento dos procedimentos de soldagem, e para se estabelecer parâmetros de
controle para soldagem de campo de tubulações e equipamentos fabricados com
esses materiais em Plataformas de Produção para recuperação de juntas soldadas.
Pretende-se, nesse estudo, avaliar metodologias para a soldagem em campo
desses materiais, verificando a capacidade de serem produzidas juntas soldadas
isentas de defeitos e não suscetíveis a corrosão.
Essa parceria prevê a confecção de juntas soldadas em tubos de aço
inoxidável duplex SAF 2205 (UNS S31803 / S32205) e aço inoxidável superduplex
SAF 2507 (UNS S32750), com espessuras entre 3,9 e 7,1 mm, para posterior
caracterização microestrutural e mecânica. O tubo com menor espessura foi soldado
pelo processo GTAW (Gas Tungsten Arc Welding) e o de maior pelo processo
GTAW no passe de raiz e por SMAW (Shielded Metal Arc Welding) nos passes de
enchimento e acabamento.
O presente trabalho visa então correlacionar as diferentes microestruturas
encontradas na região da solda, metal de solda e zona termicamente afetada (ZTA),
com as propriedades mecânicas e de resistência à corrosão por pites das juntas
soldadas.
A caracterização microestrutural da junta soldada foi realizada por
microscopia ótica (MO).
Introdução
2
As propriedades mecânicas da junta soldada foram obtidas através de
ensaios de tração, de dobramento, impacto Charpy V, e dureza, e as de resistência
à corrosão por pites através do ensaio de corrosão segundo a norma ASTM G48-03,
método A.
Revisão Bibliográfica
3
CAPÍTULO 2 – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 - Os Aços Inoxidáveis
De uma forma geral, os aços inoxidáveis são ligas ferrosas que contêm ao
menos 12% em peso de Cr, podendo possuir outros elementos em sua composição.
A sua denominação de inoxidável se deve à resistência à corrosão em meios
aquosos na presença de inúmeros agentes orgânicos e minerais agressivos, sendo
sua resistência à corrosão atmosférica um caso particular, e a altas temperaturas
(Castro e Cadenet, 1975).
A presença de um filme fino (1-3nm) aderente e contínuo de óxido hidratado
na superfície do metal é a responsável pela resistência à corrosão dos aços
inoxidáveis. Este filme passivador tem como principal constituinte o Cr, por ser
facilmente oxidado, mas pode possuir também outros elementos em sua
constituição, dependendo da composição química do aço inoxidável e do pH do
meio no qual está exposto, como visto na figura 2.1. Seu crescimento na superfície
do aço ocorre em segundos ou minutos ao ar ou em meio oxidante (Olsson e
Landolt, 2003 e Carmezim et al., 2005).
Figura 2.1: Perfil composicional em profundidade obtido por XPS num aço
inoxidável austenítico imerso em solução de 0,1 M HCl + 0,4 M NaCl
(Olsson e Landolt, 2003).
Revisão Bibliográfica
4
Entretanto, sob certas condições severas de serviço (meios agressivos,
temperaturas elevadas, presença de tensões trativas, etc), esse filme protetor pode
ser dissolvido ou rompido localizadamente, podendo propiciar, no caso de seu não
restabelecimento, a subseqüente corrosão do aço.
Genericamente, outras propriedades e características são associadas a estes
aços, como resistência mecânica elevada, manutenção de propriedades mecânicas
a altas e baixas (criogênico) temperaturas, baixa rugosidade superficial facilitando
sua limpeza e acarretando uma aparência higiênica, forte apelo estético (Modenesi,
2001).
Assim, sua utilização está baseada, geralmente, em aplicações cuja exigência
principal é a elevada resistência ao ataque químico por diferentes meios. Entretanto,
inúmeras aplicações são possíveis para esses aços a partir de suas outras
propriedades e características descritas, sendo então encontrados principalmente na
indústria química, alimentícia, bem como na fabricação de bens duráveis, peças de
cutelaria, instrumentos de precisão, e outras.
Os elementos de liga adicionados aos aços inoxidáveis podem ser divididos
em duas categorias quanto ao seu poder de estabilizar as fases ferrita e austenita.
Elementos ferritizantes ou alfágenos são assim denominados por
aumentarem o campo de estabilidade da fase ferrita (CCC), δ ou α, e os elementos
austenitizantes ou gamágenos são responsáveis pelo aumento do campo de
estabilidade da fase austenita (CFC), γ nos aços inoxidáveis.
A tabela 2.1 apresenta os principais elementos e sua influência.
Tabela 2.1: Elementos ferritizantes e austenitizantes.
FERRITIZANTE AUSTENITIZANTE
Cr Mo Ti Ni Cu
Si Al Nb C N
V W B Mn Co
Os aços inoxidáveis são normalmente designados pelos sistemas de
numeração AISI (American Iron and Steel Institute), UNS (Unified Numbering
System) ou por identificação própria do fabricante da liga. Entre estes, o sistema
AISI é o mais utilizado e sua classificação consiste de três dígitos. A série UNS,
sistema conjunto da ASTM (American Society for Testing and Materials) e SAE
Revisão Bibliográfica
5
(Society of Automotive Engineers) (ASTM E527-83, 1997), possui um maior número
de ligas classificadas que a AISI, pois incorpora todos os da série AISI e os de
desenvolvimento mais recente. Neste sistema, os aços inoxidáveis são
representados pela letra S, seguida de cinco algarismos. Os três primeiros dígitos
representam seu similar AISI, caso seja classificado. Os dois últimos dígitos serão
00 se for um aço comum da designação AISI, e se não, isso significa que o aço tem
alguma característica especial reconhecida pela UNS.
Os aços inoxidáveis são classificados segundo cinco categorias, de acordo
com a microestrutura, estrutura cristalina das fases presentes ou tratamento térmico
utilizado, sendo essas: ferríticos, austeníticos, martensíticos, austeno-ferríticos
(duplex) e endurecíveis por precipitação (Lula, 1989).
A seguir será fornecida uma breve e geral descrição sobre cada um dos tipos
de aço inoxidável.
2.1.1 - Aços Inoxidáveis Ferríticos
(AISI série 400 / UNS série S40000)
Os aços inoxidáveis ferríticos são basicamente ligas Fe-Cr com suficiente Cr e
outros elementos alfágenos, tais como Mo, Si, Al, etc, para estabilizar a fase ferrita
que tem estrutura cúbica de corpo centrado (CCC) em toda a faixa de temperatura
desde a fusão. São constituídos, à temperatura ambiente, de uma solução sólida de
ferrita rica em cromo com muito pouco carbono dissolvido, dado o seu baixíssimo
limite de solubilidade na ferrita. A maior parte do carbono presente na liga está na
forma de carbonetos de cromo (Guimarães e Mei, 2004 e Kuzucu et al., 1998). A
figura 2.2 mostra a microestrutura típica de um aço inoxidável ferrítico AISI 430.
Revisão Bibliográfica
6
Figura 2.2: Microestrutura típica de um aço inoxidável ferrítico, AISI 430,
observado ao MEV – 750x. (Modenesi, 2001)
Como dito no parágrafo anterior, elementos intersticiais, como o carbono e
nitrogênio, possuem um limite de solubilidade na matriz ferrítica extremamente baixo
produzindo, assim, a precipitação de carbetos, nitretos e carbonitretos de cromo
principalmente nos contornos de grão da ferrita. Essa precipitação pode causar um
fenômeno chamado sensitização, que torna o aço suscetível à corrosão intergranular
e que está relacionado ao empobrecimento de cromo nessa região. Alguns aços
ferríticos não são propensos a este problema por serem estabilizados, isto é, por
possuírem pequenos e regulados teores de Nb, Ti, Mo ou V, que formam carbonetos
ou nitretos, preferencialmente ao cromo. Devido a sua importância e não
singularidade aos aços inoxidáveis ferríticos, o fenômeno de sensitização será
tratado em item posterior.
A resistência à corrosão dos aços inoxidáveis ferríticos é geralmente superior
à dos martensíticos, mas inferior à dos austeníticos (Kuzucu et al., 1998).
Seu maior problema de soldabilidade está relacionado ao fato deste aço
possuir uma matriz ferrítica desde sua fusão, não havendo, desta maneira, nenhuma
transformação de fase intermediária no estado sólido. Assim, a energia da soldagem
proporciona o coalescimento e crescimento dos grãos da zona termicamente afetada
(ZTA) e da zona fundida (ZF), gerando uma junta soldada com baixa tenacidade à
fratura. Este problema é menos evidente nos aços estabilizados e pode ser evitado
pela soldagem com baixo aporte térmico e alta velocidade (Mohandas et al., 1999).
Revisão Bibliográfica
7
2.1.2 - Aços Inoxidáveis Austeníticos
(AISI série 200 e 300 / UNS série S20000 e S30000)
São os mais utilizados e facilmente soldáveis dentre os aços inoxidáveis. Esta
classe inclui, principalmente, as ligas Fe-Cr-Ni (AISI série 300) e algumas outras
ligas onde o níquel é parcial ou totalmente substituído pelo manganês e/ou
nitrogênio (AISI série 200).
A adição de elementos gamágenos, como o níquel, manganês ou nitrogênio
ampliam a região de estabilidade da austenita, de estrutura cristalina cúbica de face
centrada (CFC), no diagrama Fe-Cr, podendo suprimir a formação de ferrita α, como
visto na figura 2.3, para um mínimo de 8% de níquel adicionado.
Figura 2.3: Diagrama de fases pseudobinário Fe-18Cr-Ni, válido para teor de C
inferior a 0,03% (Castro, 1975).
De acordo com o diagrama Fe-18%Cr (0,03% C máximo) da figura 2.3, pode-
se observar que para um teor de Ni por volta de 3,5% a liga será completamente
austenítica para um pequeno intervalo de temperatura que se amplia aumentando-
se o teor de Ni, que propicia também um abaixamento da temperatura de início de
transformação da martensita (M
s
, Martensite Start). A temperatura M
s
está acima da
temperatura ambiente para teores de Ni até cerca de 7 a 8%, podendo-se considerar
o aço nessas condições como martensítico. Aumentando-se o teor de Ni acima
desse nível, suprime-se a formação de martensita e o aço inoxidável é austenítico
até a temperatura ambiente. Assim, em geral, os aços inoxidáveis austeníticos são
ligas ferrosas contendo teores superiores a 18% de Cr e 8% de Ni (Modenesi, 2001).
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8
Genericamente, são ligas constituídas de uma solução sólida de austenita rica em
cromo e níquel.
Apesar do limite de solubilidade de elementos intersticiais como C ser maior
na austenita, aços inoxidáveis austeníticos com maiores teores de C podem
apresentar precipitação intergranulares de carbonetos de cromo, Cr
23
C
6
, quando
aquecidos ou resfriados lentamente, ou durante exposição isotérmica em serviço na
faixa de temperatura de 450 a 800ºC, causando sua sensitização (Kain et al., 2004).
Esse problema pode ser reduzido nos aços estabilizados ao Nb ou Ti.
. Os aços inoxidáveis austeníticos têm uma série de propriedades que os
distingue das outras classes como alta tenacidade e dutilidade, mesmo a baixas
temperaturas, devido sua estrutura cristalina cúbica de face centrada (CFC).
Principalmente os ligados ao Mo e Si possuem boa resistência mecânica e à
corrosão a temperaturas elevadas (melhores que os ferríticos e martensíticos).
Apresentam elevado coeficiente de expansão térmica, e baixa difusividade térmica.
2.1.3 - Aços Inoxidáveis Martensíticos
(AISI série 400 / UNS série S40000)
Estes aços são essencialmente ligas Fe-Cr-C. Geralmente o teor de cromo
presente nessas ligas se encontra compreendido entre 12 e 18% e de carbono entre
0,1 e 0,5%, embora em alguns casos esse teor possa chegar até 1%.
Seu comportamento metalúrgico é, numa primeira aproximação, semelhante
ao dos aços carbono temperáveis. Assim, quando aquecidos a uma temperatura
suficientemente alta são austenitizados. A austenita então, se transformará em
produtos cuja natureza dependerá da taxa de resfriamento imposta. Uma taxa de
resfriamento suficientemente baixa produzirá ferrita e carbonetos, e se esta for
suficientemente elevada, a ponto de suprimir a difusão de carbono, a martensita será
formada (Modenesi, 2001). A martensita é uma fase metaestável supersaturada em
carbono de estrutura cristalina tetragonal de corpo centrado.
Como se sabe, o cromo é um elemento ferritizante e a adição deste reduz a
lente de estabilidade da austenita, chegando a suprimi-la quando seu teor é um
pouco superior a 20%, como pode ser visto na figura 2.4. Pela figura 2.4, observa-se
que para teores de cromo acima de 13% uma certa quantidade de carbono deve ser
adicionada para garantir a formação de uma estrutura completamente austenítica em
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9
uma certa faixa de temperatura. Apresentam uma elevada temperabilidade devido
seu alto teor de liga.
Figura 2.4: Efeito de diferentes teores de Cr no campo de estabilidade da
austenita para cortes do diagrama Fe-Cr-C (Chiaverini, 1977).
Para se melhorar principalmente sua resistência à fluência, alguns aços
inoxidáveis martensíticos possuem adições de alguns elementos em pequena
quantidade, como Mo, W, V ou Ni (Modenesi, 2001).
Normalmente são utilizados no estado temperado e revenido, onde a têmpera
induz à formação da martensita, dura e frágil, que é amaciada pelo tratamento
térmico de revenimento, que produz a precipitação de uma fina dispersão de
carbonetos.
São considerados de difícil soldabilidade, menos resistente à corrosão que os
aços inoxidáveis ferríticos e comumente utilizados em aplicações que requerem boa
resistência ao desgaste.
Seu principal problema de soldabilidade é a possível formação de trincas a
frio na ZF ou ZTA, e que está associada à formação de martensita nessas regiões,
juntamente com tensões residuais, quando submetidas aos ciclos térmicos usuais de
soldagem. Como se sabe, a martensita é uma fase dura e frágil e o risco de
ocorrência de fissuração aumenta com a dureza dessa fase, que depende
fortemente do teor de carbono da liga, como pode ser visto na tabela 2.2. A dureza
dessas regiões aumenta também com o aumento da temperatura de têmpera, o que
Revisão Bibliográfica
10
ocorre em operações de soldagem. O problema se agrava quando há
concentradores de tensão e hidrogênio em solução (Davis, 1993).
Tabela 2.2: Dureza de um aço com 12% de Cr temperado a partir de 1050ºC em
função de seu teor de carbono (Castro e Cadenet, 1975).
Teor de C (%) 0,068 0,133 0,206 0,45 0,60
Dureza Vickers (HV) 364 462 480 580 620
Algumas medidas para se evitar a ocorrência das trincas são:
i) minimizar o teor de hidrogênio na solda, pela utilização de processos de
baixo hidrogênio juntamente com isenção de umidade e substâncias orgânicas na
junta a ser soldada;
ii) pré-aquecer a junta, controlar a temperatura entre passes, utilizar pós-
aquecimento e tratar termicamente a peça após soldagem, quando necessário;
iii) usar quando possível metal de adição austenítico.
2.1.4 - Aços Inoxidáveis Austeno-Ferríticos (Duplex e Superduplex)
(UNS série S30000)
Os aços inoxidáveis austeno-ferríticos, ou duplex como são mais conhecidos,
são ligas bifásicas baseadas no sistema Fe-Cr-Ni. Esses materiais possuem
normalmente proporções aproximadamente iguais de ferrita δ e austenita em sua
microestrutura e menos que 0,03% de C com adições de Mo, N, W e Cu. O teor
típico de Cr e Ni desses aços é 20 - 30% e 5 - 10% respectivamente.
A ferrita é a primeira fase a se formar durante a solidificação da liga, sendo
então esta a matriz, e a austenita é formada posteriormente no refriamento, estando
então distribuída na matriz ferrítica. A microestrutura típica do aço inoxidável duplex
como fundido (a) e como laminado (b) pode ser visto na figura 2.5, evidenciando a
distribuição da austenita (fase clara) na matriz ferrítica (fase escura) (Noble, 1993).
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Figura 2.5: Microestrutura esquemática típica do aço inoxidável duplex.
a) fundido; b) chapa laminada a quente.
região clara: austenita; região escura: ferrita (Hemmer e Grong, 1999).
São utilizados em substituição aos aços inoxidáveis austeníticos devido a sua
resistência mecânica, aproximadamente o dobro da resistência do austenítico, boa
tenacidade e ótimas características de resistência à corrosão sob tensão e por pites
em meios contendo cloretos.
Atualmente os aços inoxidáveis duplex produzidos comercialmente podem ser
divididos de uma forma genérica em quatro grupos, com sua resistência à corrosão
crescente (Noble, 1993):
• Fe-23Cr-4Ni-0,1N
• Fe-22Cr-5,5Ni-3Mo-0,15N
• Fe-25Cr-5Ni-2,5Mo-0,17N-Cu
• Fe-25Cr-7Ni-3,5Mo-0,25N-W-Cu
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Como os aços inoxidáveis austeníticos 18-8, os aços inoxidáveis duplex são
freqüentemente referidos pelos seus teores de cromo e níquel para descrever sua
classe. Assim, os aços listados acima são então descritos como 2304, 2205, 25%Cr,
e 2507, respectivamente. Este último é freqüentemente chamado de aço inoxidável
superduplex.
A diferença de denominação entre os aços duplex e superduplex não tem
nenhuma relação com diferenças em sua microestrutura ou tratamento térmico
empregado. Está simplesmente baseada nas diferenças em composição química,
que para os aços em questão refletem direta e fortemente na sua resistência à
corrosão por pites em meios contendo cloretos, expressa por um conceito proposto
na década de 70, e muito utilizado ainda hoje, denominado PRE (Pitting Resistance
Equivalent) (Brigham e Tozer, 1974).
O PRE é calculado pela adição das porcentagens em peso dos elementos
que afetam diretamente a resistência à corrosão por pites (cromo, molibdênio,
nitrogênio e tungstênio) e então normalizados com respeito ao efeito equivalente de
1%Cr. Das muitas expressões existentes, a mais comumente utilizada é:
PRE = %Cr + 3,3(%Mo + 0,5%W) + 16%N
O número PRE fornece então uma previsão da resistência à corrosão por
pites, e aços inoxidáveis com PRE > 40 são ditos superduplex (AISD), bem como os
com PRE < 40 são denominados de duplex (AID).
Como do ponto de vista metalúrgico os AID e AISD são extremamente
semelhantes, por uma questão de simplicidade, os dois tipos de aço poderão ser
simplesmente referenciados neste capítulo, salvo qualquer exceção, por aço
inoxidável duplex.
A figura 2.6 abaixo mostra uma comparação entre o PRE dos aços
inoxidáveis duplex e os austeníticos, demonstrando sua melhor resistência à
corrosão prevista.
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Figura 2.6: Comparação entre o PRE dos aços inoxidáveis duplex e
austeníticos (Hemmer e Grong, 1999).
A tabela 2.3 apresenta a composição química típica aproximada, com sua
respectiva classificação UNS e PRE, dos aços inoxidáveis duplex mais comuns. Os
aços apresentados nas últimas duas linhas da tabela são classificados como
superduplex.
Tabela 2.3: Composição química típica de alguns aços inoxidáveis
comerciais. (Noble,1993).
COMPOSIÇÃO PESO %
NOME UNS
Cr Ni Mo N Cu Outros
PRE
SAF 2304 S32304 23 4 - 0,10 - - 25
A 903 S31803 22 5,5 3,0 0,16 - - 33-35
SAF 2205 S31803 22 5,5 3,0 0,16 - - 33-35
NKCr22 S31803 22 5,5 3,0 0,16 - - 33-35
7-Mo PLUS
- 27,5 4,5 1,5 0,25 - - 37
UR 52N S32550 25 7 3,0 0,16 1,5 - 38
DP-3 - 25 6,5 3,0 0,2 0,5 0,3 W 39
Falc 100 S32760 25 7 3,5 0,25 0,7 0,7 W 42
SAF 2507 S32750 25 7 4 0,28 - - 43
Os AID são propensos à deterioração de propriedades mecânicas, em
especial a tenacidade, e de resistência à corrosão devido a precipitação de fases
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14
deletérias, principalmente carbonetos, nitretos, fase σ (sigma), α
‘
(alfa linha -
fragilização a 475ºC), fase χ (chi), fase η (ni, ou fase Laves), dentre outras, quando
expostos a temperaturas elevadas por longos períodos de tempo, ou quando
submetidos a operações de soldagem. Os aços mais ligados são mais propensos a
essas precipitações. Por esse motivo sua temperatura máxima de trabalho está
tipicamente na faixa de 280ºC, e para estruturas soldadas na faixa de 250ºC (Noble,
1993).
Além do exposto acima, as propriedades mecânicas e de resistência à
corrosão dos AID estão intimamente ligadas ao correto balanço de suas fases
constituintes (ferrita δ e austenita). Assim, essas ligas são produzidas por um
específico tratamento térmico composto por um tratamento isotérmico a temperatura
de 1050 a 1100ºC, onde a liga é bifásica, por um período de tempo suficiente para
que a ferrita primária de solidificação se transforme em austenita, com subseqüente
resfriamento em água para se evitar a precipitação das fases prejudiciais. Um
detalhamento maior de toda a metalurgia física desses aços será dado em capítulo
posterior.
Os aços inoxidáveis duplex e superduplex são considerados de boa
soldabilidade, com alguns cuidados tendo que ser tomados. Considera-se que
possuem melhor soldabilidade que os ferríticos, mas pior que os austeníticos.
As precauções que devem ser tomadas na soldagem desses aços visam
basicamente à manutenção do balanço original de suas fases constituintes e a
isenção de fases deletérias, que também serão vistas com maior detalhe em capítulo
posterior.
2.1.5 - Aços Inoxidáveis Endurecíveis por Precipitação
São ligas Fe-Cr-Ni, contendo adição de alguns elementos como Cu, Al, Ti, Nb
e Mo responsáveis pela formação dos precipitados que endurecem e aumentam a
resistência mecânica da liga. Possuem boa tenacidade e ductilidade, e sua
resistência à corrosão é considerada de moderada a boa.
Os aços endurecíveis por precipitação podem ser agrupados em três
categorias de acordo com sua fase predominante, matriz, e tratamento térmico
adotado. Esses são os martensíticos, semi-austeníticos e austeníticos. Possuem
uma fina dispersão de precipitados em sua matriz obtida por um tratamento térmico
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15
de solubilização com subseqüente resfriamento rápido, supersaturando-a, e
posterior reaquecimento controlado, envelhecimento (Pollard, 1993).
2.2 - O Fenômeno de Sensitização
Os aços inoxidáveis podem sofrer sensitização e se tornam suscetíveis à
corrosão intergranular, nos contornos de grão, quando expostos a temperaturas de
450 a 800ºC (Kain et al., 2004).
A explicação geral mais aceita para a ocorrência do fenômeno de
sensitização é o modelo, proposto por Bain et al. em 1933, de empobrecimento de
cromo na região adjacente ao contorno de grão como conseqüência da precipitação
intergranular dos carbetos Cr
23
C
6
, como pode ser visto no esquema da figura 2.7
(Oh e Hong, 2000).
Figura 2.7: Fenômeno de sensitização.
Com a diminuição do teor de cromo nas regiões adjacentes ao contorno de
grão, o fenômeno de corrosão pode ocorrer nessa região.
Uma diminuição do teor de carbono nos aços inoxidáveis pode ser então um
método efetivo para se aumentar a resistência a sensitização, bem como sua
estabilização com Ti, Nb ou V que formam carbonetos preferenciais ao cromo (Kain
et al., 2004).
região
empobrecida
de Cr
Cr
23
C
6
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2.3 - Metalurgia Física dos Aços Inoxidáveis Duplex
Neste item serão discutidas toda a seqüência de solidificação e de
transformações no estado sólido responsáveis pelo desenvolvimento da
microestrutura típica, austenita numa matriz ferrítica com frações volumétricas
aproximadamente iguais, e a precipitação das principais fases indesejáveis
responsáveis pela degradação das propriedades mecânicas e de resistência à
corrosão dos aços inoxidáveis duplex e superduplex.
2.3.1 - Microestrutura Básica
Como os aços inoxidáveis duplex e superduplex são uma liga baseada no
sistema Fe-Cr-Ni, a compreensão sobre a formação de sua microestrutura básica
pode ser realizada pelo estudo do diagrama de fases pseudobinário 70%Fe-Cr-Ni,
apesar da existência de outros elementos de liga em sua composição, como
mostrado na figura 2.8.
Figura 2.8: Diagrama de fases pseudobinário 70Fe-Cr-Ni
(Hemmer e Grong, 1999).
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17
Primeiramente, na análise desse diagrama não será levada em consideração
a possível transformação da ferrita δ em fase σ por razões práticas e que serão
explicitadas posteriormente.
Por esse diagrama, uma liga com composição química aproximada 2%Ni-
28%Cr, indicada pela linha A, irá se solidificar completamente como ferrita,
mantendo-se desta maneira até a temperatura ambiente, não constituindo, dessa
forma, um aço inoxidável duplex.
Aumentando-se o teor de níquel e diminuindo-se o teor de cromo, uma liga
com composição aproximada 4%Ni-26%Cr, indicada pela linha B, se solidificará
como ferrita, mantendo-se desta maneira até aproximadamente 1200 – 1300ºC.
Continuando-se o resfriamento, esta entrará no campo bifásico (δ + γ). Assim, uma
microestrutura bifásica será desenvolvida e mantida até a temperatura ambiente.
Apesar da composição microestrutural bifásica dessa liga, esta não é considerada
duplex devido ao seu balanço de fases. Como a linha B está bem próxima da linha
solvus da ferrita δ, esta liga é muito rica em ferrita δ.
Finalmente, uma liga com composição aproximada 7%Ni - 23%Cr, típica dos
aços inoxidáveis duplex comerciais e indicada pela linha C, entra no campo bifásico
com uma temperatura muito maior permitindo, assim, uma maior facilidade na
transformação ferrita δ → γ , e mantendo-se bifásica até a temperatura ambiente
(Noble, 1993).
A maior facilidade na transformação ferrita δ → γ que foi referida no parágrafo
anterior deve-se ao fato que essa transformação no estado sólido é considerada
difusional e então afetada pela temperatura e tempo.
Deve-se notar que as ligas explicadas acima com composições A, B e C se
solidificarão primariamente como ferrita, possuindo então esta fase como matriz,
como visto na figura 2.5.
2.3.2 - Precipitação de Fases Secundárias
O diagrama de fase ternário do sistema Fe-Cr-Ni prevê uma coexistência de
outras fases além da austenita e ferrita. Assim, sob tratamento térmico, a
microestrutura básica dos aços inoxidáveis duplex proveniente de trabalho a quente
ou por tratamento de solubilização se torna instável se transformando em outras
fases. Sob essas condições, tanto a ferrita como a austenita são suscetíveis de se
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18
decompor em fases secundárias. Entretanto, essas transformações ocorrem
preferencialmente na matriz ferrítica (Shek et al., 1996).
Como, em geral, os elementos possuem maior velocidade de difusão na
ferrita δ comparada à velocidade de difusão na austenita, e o limite de solubilidade
de elementos como C, N, W, e Cu diminuem rapidamente na ferrita δ com a redução
de temperatura, as fases secundárias intermetálicas, carbonetos e nitretos
preferencialmente precipitam-se a partir de sua decomposição (Charles, 1991).
Além disso, a ferrita δ é enriquecida de elementos como Cr e Mo, que são
formadores de fases intermetálicas e alfágenos.
Os motivos expostos acima levam a uma taxa de precipitação de fases
intermetálicas na ferrita δ com uma ordem de grandeza duas vezes maior que na
austenita (Barcik, 1983).
As fases intermetálicas reportadas como sendo prejudiciais às propriedades
mecânicas e de resistência à corrosão nos aços inoxidáveis duplex, em função da
faixa aproximada de temperatura em que ocorrem e dos elementos que influenciam
sua cinética de transformação (Reick et al., 1990), podem ser vistas de forma
esquemática na figura 2.9.
Figura 2.9: Curvas TTT (Tempo-Temperatura-Transformação) esquemáticas
(Reick et al., 1990).
Dentre as fases mostradas na figura 2.9, apenas algumas delas mais
comumente encontradas nos AID, apresentadas na figura 2.10, acrescida da
austenita secundária serão detalhadas.
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19
Figura 2.10: Curvas TTT para a precipitação de fases intermetálicas em um AID
UNS S31803 solubilizado a 1050ºC por 30min (Rademarkers e Vuik, 1991).
Vale ressaltar que dentre as fases listadas acima, a fase σ é a que vem mais
sendo estudada nos últimos anos devido sua maior possibilidade de formação,
significante fração volumétrica encontrada nos AID, e forte influência que a mesma
têm na redução da tenacidade e resistência à corrosão dos AID. A literatura reporta
que 4% em volume desta fase pode ser responsável pela redução da tenacidade ao
impacto de 230 - 300J para valores menores que 27J (Smuk, 2004).
2.3.2.1 - Fase σ
A fase σ é formada numa grande variedade de AID, assim como em alguns
aços inoxidáveis austeníticos. Como dito anteriormante, uma pequena fração da
mesma tem uma grande influência na redução da tenacidade e da resistência à
corrosão dos AID. A fase σ é um composto intermetálico muito frágil enriquecido de
Cr, Mo e Si (Maehara et al., 1983). A precipitação da fase σ freqüentemente se inicia
nas junções triplas, ou no contorno de grão ferrita δ / γ, finalmente crescendo para
dentro do grão de ferrita que é rico em Cr, Mo e Si.
O crescimento ocorre na direção dos grãos de ferrita adjacentes na forma de
uma decomposição eutetóide a partir da ferrita na faixa de temperatura entre 700 e
1000ºC (Maehara et al., 1983), ou na forma de um eutetóide lamelar (σ + γ
2
,
austenita secundária) ou agregados lamelares (σ + ferrita α) (Gunn, 1997).
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20
Um modelo representativo para a nucleação e crescimento da fase σ durante
a transformação eutetóide δ → σ + α é mostrado na figura 2.11.
Figura 2.11: Modelo de nucleação e crescimento da fase σ durante a
transformação eutetóide (δ → σ + α) em um AID (Reick, 1993).
A cinética para a precipitação da fase σ é influenciada por fatores como
composição química da liga, as frações volumétricas de ferrita e austenita, a
deformação plástica prévia e o tamanho de grão da ferrita.
O tamanho de grão da ferrita influencia fortemente sua cinética. Quanto maior
o tamanho de grão da ferrita, maior será o tempo necessário, a uma dada
temperatura, para o início de precipitação dessa fase, já que sua nucleação é
preferencialmente heterogênea. Assim, quanto maior o tamanho de grão, menor
será a densidade volumétrica de contornos de grão para a nucleação.
O aumento na quantidade de Cr e Mo nos AISD comparado aos
convencionais AID resulta na precipitação da fase σ em tempos menores e amplia a
sua área de estabilidade através de maiores temperaturas, aumentando assim sua
fração quando a liga é exposta a temperaturas suficientes para a sua precipitação
(Machado e Padilha, 1996), como visto na figura 2.12.
Revisão Bibliográfica
21
Figura 2.12: Efeito de elementos de liga na precipitação da fase sigma. Ligas
solubilizadas a 1100ºC e envelhecidas a 800ºC. (a) efeito do Cr em ligas 6,5%Ni-
2,8%Mo. (b) efeito do Mo em ligas 25%Cr-6,5%Ni
(Machado e Padilha, 1996).
Na figura 2.13, vê-se a influência do Ni na cinética de precipitação da fase σ.
Como pode-se perceber por essa figura, o aumento no teor de níquel diminui a
fração total de fase σ, mas diminui o tempo necessário para o início de sua
precipitação.
Figura 2.13: Influência do Ni na cinética de precipitação da fase σ em ligas
25%Cr-2,8%Mo solubilizadas a 1100ºC e envelhecidas a 800ºC
(Machado e Padilha, 1996).
A influência da temperatura do tratamento de solubilização na cinética de
precipitação de σ, pode ser vista na figura 2.14.
Revisão Bibliográfica
22
Figura 2.14: Influência da temperatura de solubilização numa liga 25%Cr-7%Ni-
3%Mo na cinética de precipitação da fase σ (Machado e Padilha, 1996).
Como mostrado na figura 2.14, aumentando-se a temperatura de
solubilização, maior será o tempo necessário para o início da precipitação dessa
fase e o patamar das curvas ocorre também para frações volumétricas menores.
2.3.2.2 - Fase χ
A fase intermetálica χ é comumente encontrada nos AID após envelhecimento
numa faixa de temperatura de 700 a 900ºC. Esta está freqüentemente associada à
fase σ, embora o “cotovelo” de sua curva em C (curva TTT) esteja situado a
menores temperaturas e com menores tempos de exposição, como visto na figura
2.10.
Esta fase é prejudicial para a tenacidade e resistência à corrosão dos AID,
apesar da dificuldade de separar o seu efeito do da fase σ.
Sua precipitação está também associada à formação de austenita secundária
γ
2
, e apesar da fase χ normalmente não ser encontrada em grandes quantidades nos
aços inoxidáveis, devido a sua composição química, Fe
36
Cr
12
Mo
10
, esta consome
uma quantidade significativa de cromo e molibdênio, deixando o seu produto de
reação pobre nesses elementos. Este fato acarreta uma diminuição da resistência à
corrosão por pites (Smuk, 2004).
Revisão Bibliográfica
23
2.3.2.3 - Nitreto de Cromo
A precipitação de nitretos de cromo, do tipo Cr
2
N e/ou CrN, tem se tornado
extremamente evidente nos aços inoxidáveis duplex modernos devido seu alto teor
de nitrogênio. Sua precipitação ocorre entre 700 e 900ºC durante resfriamento
rápido, ou por tratamento isotérmico nesta faixa de temperatura, em um AID
solubilizado.
Durante resfriamento rápido, o que pode ocorrer nos ciclos térmicos usuais de
soldagem, sua precipitação é preferencialmente intragranular, e está relacionada à
supersaturação da ferrita em nitrogênio. Sob tratamento isotérmico, precipita-se nos
contornos de grão δ/δ ou δ/γ. Assim como no caso da fase χ, um dos produtos de sua
formação é a austenita secundária, que se torna empobrecida de cromo, podendo
desta maneira comprometer as propriedades de resistência à corrosão da liga
(Smuk, 2004).
A partir do exposto, pode-se concluir erroneamente que uma quantidade
reduzida de nitrogênio nos AID seria interessante, pois assim se evitaria a formação
dos nitretos de cromo. Entretanto, deve-se lembrar que este elemento, que é
gamágeno, auxilia na taxa de formação da austenita no metal de solda e na zona
termicamente afetada, contribuindo para o balanço final dessas fases.
2.3.2.4 - Austenita Secundária (γ
2
)
A austenita secundária pode ser formada em um tempo relativamente curto e
por diferentes mecanismos, dependendo da temperatura envolvida. Abaixo de
650ºC, a austenita secundária tem uma composição similar à da ferrita
remanescente, sugerindo uma transformação adifusional, com características
similares à formação da martensita.
Em temperaturas superiores a 650ºC, onde a difusão ocorre mais
rapidamente, muitas formas de austenita podem precipitar. Entre 700 e 900ºC, um
eutetóide do tipo γ
2
+σ pode ser formado, conforme mostra a figura 2.15. Neste caso,
a formação da γ
2
é provocada pela precipitação da fase σ e conseqüente
empobrecimento da ferrita δ prévia em Cr e Mo (Smuk, 2004).
Revisão Bibliográfica
24
Figura 2.15: Micrografia (MEV) mostrando austenita secundária e fase sigma
eutetóide. Aço UNS S32750 após 72h a 700ºC (Hemmer e Grong, 1999).
2.3.2.5 - Carboneto de Cromo
Os aços inoxidáveis com alto teor de carbono, normalmente até 0,5%, se
solidificam primeiramente como ferrita. O líquido restante é rico em carbono e
solidifica-se formando austenita e uma rede de carbonetos ricos em cromo do tipo
M
23
C
6
.
A precipitação dos carbonetos ocorre na faixa de 650 a 950ºC (Gunn, 1997).
Durante a precipitação, nas regiões próximas aos carbonetos ocorre o
empobrecimento de cromo prejudicando a sua resistência à corrosão, fenômeno
conhecido como sensitização e já explicado no item 2 deste capítulo. A cinética de
precipitação destes carbonetos é influenciada principalmente pela composição
química, tipo de matriz e pelo tamanho dos grãos.
Em materiais solubilizados e envelhecidos, a seqüência de precipitação
ocorre preferencialmente na seguinte ordem: nos contornos de grão ou fase, nos
contornos incoerentes das maclas, nos contornos coerentes das maclas e no interior
dos grãos. A figura 2.16 mostra a precipitação dos carbonetos nos contornos δ/γ.
Revisão Bibliográfica
25
Figura 2.16: MEV de uma liga duplex após 1min. a 750ºC, mostrando
carbonetos de cromo nos contornos de grão δ/γ (Suutala et al., 1980)
A cinética de precipitação do M
23
C
6
para um aço AISI 304 solubilizado a
1260ºC, com teores de carbono iguais a 0,05% (a) e 0,038% (b) é mostrada na
figura 2.17.
Figura 2.17: Cinética de precipitação do M
23
C
6
para um aço AISI 304
solubilizado a 1260ºC, com teores de carbono iguais a (a) 0,05% e (b) 0,038%
(Brandi, 1992).
Os principais elementos que influenciam a cinética de precipitação destes
carbonetos são o carbono e o nitrogênio. O carbono quando presente na liga em
teores elevados reduz o tempo de precipitação, pois facilmente se combina ao
Revisão Bibliográfica
26
cromo. Caso existam outros elementos como Ti, Nb e V, conhecidos como
elementos estabilizadores, ocorre um atraso na sua precipitação, pois estes
elementos possuem grande afinidade pelo carbono. Então o carbono precipita-se
como carboneto destes elementos em detrimento do carboneto de cromo.
No caso do nitrogênio, quanto maior o seu teor, maior é o tempo para o início
da precipitação do carboneto. A principal razão para tal comportamento é que a
solubilidade do nitrogênio nos carbonetos é praticamente nula.
Convém lembrar que nos atuais aços inoxidáveis duplex, o teor de carbono é
baixo, em torno de 0,03%, dificultando, assim a sua formação. Entretanto,
carbonetos de cromo podem ser encontrados no metal de solda de AID onde
devidos cuidados com a contaminação não são tomados ou quando se utiliza CO
2
na mistura como gás de proteção durante o processo de soldagem (Geipl, 1986).
2.3.2.6 - Fase α
’
(Fragilização a 475ºC)
O fenômeno conhecido genericamente como fragilização a 475ºC decorre da
decomposição da ferrita δ nas fases α’ rica em cromo e α rica em ferro (Smuk, 2004).
Ocorre na faixa de temperatura entre 300 e 525ºC e causa considerável aumento do
limite de escoamento e da dureza do material, bem como diminuição na tenacidade
(Gunn, 1997).
A fase α’ apresenta uma estrutura cúbica de corpo centrado e é coerente com
a ferrita δ.
A formação de α’ pode ocorrer por dois mecanismos: nucleação e
crescimento, quando o teor de cromo na ferrita δ é relativamente baixo, e por
decomposição espinoidal quando o teor de cromo nesta mesma fase é maior
(Brandi, 1992 e Gunn, 1997).
2.4 - Soldagem dos Aços Inoxidáveis Duplex e Superduplex
Grande parte das aplicações atuais dos AID envolve algum processo de
soldagem. Por este motivo, sua soldabilidade tem sido amplamente estudada.
Apesar da excelente soldabilidade dos modernos AID desenvolvidos pela
indústria, sua soldagem deve ser executada com cuidados específicos objetivando a
preservação de suas propriedades mecânicas e de resistência à corrosão.
Revisão Bibliográfica
27
2.4.1 - Técnica de Soldagem
As práticas usuais para a soldagem de aços inoxidáveis austeníticos, tais
como limpeza da junta, evitar a contaminação da poça de fusão por aço carbono, e
uso de gás de purga no passe de raiz, devem também ser utilizados nos aços
inoxidáveis duplex. Além disso, todo o procedimento de soldagem deve ser
determinado com o intuito de se manter a junta soldada com sua microestrutura
balanceada e livre de precipitados. Isso envolve, basicamente, o controle da
composição química na poça de fusão e dos ciclos térmicos.
2.4.1.1 - Processos de Soldagem
Os AID podem ser soldados por todos os processos de soldagem a arco
voltaico, dentre os quais podem ser citados os processos GTAW, MIG, MAG,
SMAW, arco submerso (SAW) e arame tubular (FCAW) (Hilkes e Bekkers, 1995).
Processos de soldagem com uma fonte de calor de alta densidade, e baixa
energia de soldagem, como por feixe de elétrons ou laser, têm a sua aplicação
limitada. Nestes casos, a formação da austenita é prejudicada devido as elevadas
velocidades de resfriamento da junta (Brandi, 1992).
As soldas em aços inoxidáveis duplex têm sido realizadas com a maioria dos
processos de soldagem por fusão resultando em propriedades mecânicas e de
corrosão satisfatórias, desde que procedimentos específicos a cada um dos
processos sejam devidamente executados.
Na soldagem de tubos, onde o acesso do eletrodo se dá apenas pela face
externa do mesmo, o processo de soldagem GTAW é quase que exclusivamente
empregado na execução do passe de raiz. Este procedimento produz uma raiz de
alta qualidade que acaba por ditar a performance final de resistência à corrosão de
toda a solda. Além disso, o gás de proteção na raiz da solda pode ser melhor
controlado com esse processo (Noble, 1993).
Diante do exposto, e salvo exceções, a seleção do processo de soldagem
está mais relacionada a fatores determinantes tais como econômicos e logísticos,
que pelas propriedades desejadas de um processo particular de soldagem.
As peças soldadas no presente trabalho são tubos e esta operação foi
realizada simulando as condições do campo. Assim, pelos motivos já descritos,
Revisão Bibliográfica
28
foram usados o processo GTAW na confecção do passe de raiz e o processo de
SMAW nos passes de enchimento e acabamento.
Dessa maneira, uma breve revisão bibliográfica dos processos GTAW e
SMAW baseada na obra de Marques et al., 2005, será apresentada ao final deste
capítulo.
2.4.1.2 - Metal de Adição
Frequentemente as velocidades de resfriamento registradas durante a
soldagem são altas o suficiente para que a fração de ferrita δ na ZF seja bastante
elevada. Como conseqüência, ocorre uma diminuição da tenacidade e da resistência
à corrosão. Portanto, o uso de metal de adição com composição química semelhante
ao metal de base é limitado à soldagem de alguns AISD e a juntas que serão
submetidas a tratamento térmico pós-soldagem (Noble, 1993).
Metais de adição com teor de Ni, elemento gamagênico, de 2 a 4% acima do
encontrado no metal de base deve ser utilizado na soldagem dos AID com a
finalidade de facilitar a transformação da austenita na ZF. Esta prática conjugada
com o controle da diluição é capaz de gerar uma zona fundida com microestrutura
balanceada. Aumentos exagerados de Ni no metal de adição podem levar a
precipitação de fases intermetálicas (Kotecki, 1986 e Cieslak et al., 1984).
Resultados obtidos por Muthupandi et al. (2003) na soldagem do aço UNS
S31803 por feixe de elétrons e GTAW, ambos utilizando metal de adição enriquecido
por Ni por maneiras diferentes, sugerem que o controle do balanço entre as fases δ
e γ é mais efetivo pelo enriquecimento de Ni na poça de fusão do que pela energia
de soldagem.
O aumento da fração de austenita na ZF também pode ser obtido através da
introdução de N na poça de fusão pelo metal de adição, apesar de sua introdução
ser mais comum através do gás de proteção. Outro efeito benéfico do
enriquecimento da poça de fusão por N é o de evitar a sua difusão da ZTA para a
poça durante a operação de soldagem, facilitando, desta maneira, a formação de
austenita na ZTA (Atamert et al., 1994).
Revisão Bibliográfica
29
2.4.1.3 - Gases de Proteção
O argônio é o gás mais utilizado nos processos de soldagem que necessitam
de gás de proteção. Entretanto este gás pode ser misturado a outros como H
2
, He,
N
2
ou CO
2
para se melhorar as condições de soldagem.
Misturas gasosas com H
2
melhoram a penetração do cordão de solda,
podendo acarretar, entretanto, o fenômeno de trincamento por hidrogênio. A
suscetibilidade à fragilização por hidrogênio aumenta com o aumento da fração de
ferrita na região da solda (Geipl, 1986 e Young et al., 2005). Assim, não deve ser
utilizado na mistura para a soldagem de AID.
O He permite o aumento da velocidade de soldagem, o que pode ser
extremamente interessante na soldagem dos AID, entretanto seu custo é elevado.
A adição de CO
2
ao gás de proteção para a soldagem por GMAW melhora a
molhabilidade do metal líquido e estabiliza o arco. Misturas com mais de 5% em
volume de CO
2
não devem ser utilizadas, pois acarretam o enriquecimento da poça
de fusão por C permitindo a precipitação de carbonetos (Geipl, 1986).
O gás mais comumente misturado ao Ar na soldagem dos AID é o N
2
na
proporção de 1 a 10% em volume (Still, 1994). Por ser um elemento gamagênico,
sua introdução na poça de fusão acarreta o aumento da fração de austenita na ZF e
ZTA devido aos motivos já explicados no item anterior. O nitrogênio aumenta o
potencial de ionização da mistura gasosa, estabilizando o arco. Além destes motivos
expostos, o nitrogênio cumpre um importante papel na passivação dos AID, e
consequentemente na sua resistência à corrosão (Olsson, 1995).
2.4.1.4 - Energia de Soldagem
O balanço entre as fases δ e γ depende da energia de soldagem imposta, já que
esta controla a taxa de resfriamento e, por isso, a extensão da transformação
difusional da δ em γ. Se altas energias de soldagem são utilizadas, sua resultante
baixa velocidade de resfriamento promove a transformação e permite um balanço
entre as fases mais favorável. Por outro lado, tais condições também tendem a
produzir depósitos com grãos mais grosseiros, ZTA mais extensa, e possivelmente a
precipitação de fases intermetálicas. As energias de soldagem utilizadas devem ser
então altas o suficiente para promover a formação de austenita e baixas o suficiente
Revisão Bibliográfica
30
para se prevenir a precipitação de fases deletérias (Gunn, 1997). Na prática, um
tempo de resfriamento entre 4 e 15s na faixa entre 1200 e 800ºC, conhecido como
∆t
12-8
e sendo a faixa de temperatura de formação da austenita, tem sido
recomendado (Liljas, 1994). Este tempo de resfriamento é normalmente obtido,
dependendo da espessura do metal de base e geometria da junta, com energia de
soldagem na faixa de 0,5 a 2,0kJ/mm (Noble, 1993).
2.4.1.5 - Preaquecimento
O preaquecimento normalmente não é recomendado, sendo utilizado apenas
em casos especiais como na soldagem com baixa energia de chapas grossas de
AID com baixo teor de N. Não é recomendado na soldagem de AID muito ligados e
AISD, pois favorece a precipitação de intermetálicos (Noble, 1993).
2.4.1.6 - Temperatura Entre Passes
A temperatura entre passes deve ser a mais baixa possível para se evitar a
precipitação de fases intermetálicas. A faixa de temperatura recomendada para a
soldagem de AID é de 150 a 200ºC. e para o AISD é de 60 a 150ºC (Noble, 1993 e
Still, 1994).
2.4.1.7 - Tratamento Térmico Pós-Soldagem
O tratamento térmico pós-soldagem é recomendado na soldagem autógena,
ou com metal de adição não enriquecido em Ni e N, de chapas muito espessas
(Clark e Guha, 1983). Recomenda-se para o caso do AID o tratamento numa faixa
de temperatura entre 1050 e 1100ºC e para o AISD entre 1070 e 1120ºC por um
período de tempo entre 5 e 30 minutos. Este tratamento térmico é suficiente para a
dissolução de possíveis intermetálicos, nitretos e carbonetos e para se balancear a
fração de ferrita e austenita. O resfriamento até a temperatura ambiente deve ser
rápido para se evitar a reprecipitação dos intermetálicos (Van-Nassau et al., 1991).
Revisão Bibliográfica
31
2.4.2 - Metalurgia da Soldagem dos AID e AISD
A microestrutura obtida na solda, zona fundida (ZF) e zona termicamente
afetada (ZTA), depende de sua composição química e ciclos térmicos a que é
submetida durante a operação de soldagem. Assim, a microestrutura final obtida na
ZTA será influenciada apenas pelos ciclos térmicos impostos e na ZF pelos ciclos
térmicos e composição química do metal de adição e do gás de proteção.
A performance dos AID e dos AISD pode ser significativamente alterada pela
operação de soldagem. Como já explicado nos itens anteriores desse capítulo, o
balanço original entre as fases δ e γ deve ser mantido, bem como a precipitação de
fases intermetálicas deve ser evitada. Assim, a correta especificação dos parâmetros
de soldagem, do metal de adição e do gás de proteção é essencial na manutenção
das propriedades mecânicas e de corrosão de uma junta soldada.
A figura 2.18 apresenta a correlação entre o diagrama pseudobinário 70Fe-
Cr-Ni e a repartição térmica genérica de uma junta soldada. A partir desta figura é
possível se prever algumas transformações na ZF e ZTA, excluindo-se as
precipitações de intermetálicos, nitretos e carbonetos. Pode-se observar a presença
de cinco regiões na junta soldada: zona fundida, zona parcialmente fundida, zona de
crescimento de grão da ferrita δ, zona parcialmente transformada e o metal de base
não afetado pela soldagem.
Figura 2.18: Repartição térmica esquemática numa junta soldada
correlacionada com um diagrama pseudobinário 70Fe-Cr-Ni
(Atamert e King, 1992).
Revisão Bibliográfica
32
2.4.2.1 - Transformações de Fase na ZF
Durante a solidificação da poça de fusão, uma estrutura colunar grosseira de
grãos de ferrita δ é produzida por crescimento epitaxial a partir dos grãos de ferrita δ
da zona parcialmente fundida e ZTA-AT. Assim, o tamanho de grão da zona
parcialmente fundida, e em especial, da ZTA-AT tem uma influência direta na
microestrutura da ZF. Continuando-se o resfriamento, ocorre a precipitação da
austenita e das demais fases intermetálicas, nitretos e carbonetos possíveis. A
austenita precipita-se nos contornos de grão δ - δ ou no interior dos grãos de δ.
A primeira austenita a se precipitar no resfriamento é a austenita alotrimórfica
de contorno de grão. A austenita de contorno de grão pode ser descontínua para
altas velocidades de resfriamento, e à medida que a velocidade de resfriamento
diminui, esta torna-se cada vez mais contínua. A austenita de Widmanstätten
nucleia-se na austenita de contorno de grão e cresce para o interior do grão de
ferrita assim que os sítios de nucleação nos contornos de grão δ - δ tornam-se
saturados. A última austenita a se formar é a intragranular e quanto maior a
velocidade de resfriamento, maior é a tendência de sua precipitação (Muthupandi et
al., 2003). Na ausência de sítios para a nucleação e crescimento da austenita a
partir da austenita de contorno de grão, a austenita intragranular pode se precipitar.
A descrição das diferentes morfologias da austenita nos AID aqui empregada
é a mais usual e proposta por Aaronson (1962) para a classificação morfológica da
ferrita nos aços baixo carbono. A figura 2.19 exemplifica as três morfologias
usualmente reportadas na ZF.
Figura 2.19: Microestrutura típica da ZF.
fase clara: austenita; fase escura: ferrita (Muthupandi et al., 2003).
Revisão Bibliográfica
33
Na fotomicrografia (a), observa-se a austenita alotrimórfica de contorno de
grão (1), a austenita de Widmanstätten (2) e a austenita intragranular (3) que pode
ser também a de Widmanstätten interceptada transversalmente ao seu eixo
longitudinal. A austenita alotrimórfica de contorno de grão pode se apresentar de
maneira contínua ou descontínua, como indicado na fotomicrografia (b).
A quantidade total de austenita e a fração de cada uma das suas possíveis
morfologias não são apenas controladas pela velocidade de resfriamento, mas
também pela composição química e pelo tamanho de grão da ferrita já solidificada
na solda. Maiores teores de nitrogênio ou níquel não só deslocam o equilíbrio
termodinâmico para maiores frações de austenita como aumentam a temperatura
solvus da δ. Neste caso, a precipitação da austenita começa em temperaturas mais
elevadas, acarretando em uma maior quantidade de austenita de Widmanstätten.
Por outro lado, diminuindo-se os teores de nitrogênio ou níquel na liga, uma maior
fração de austenita intragranular tende a se precipitar (Svensson e Gretoft, 1986).
2.4.2.2 - Transformações de Fase na ZTA
A microestrutura obtida na ZTA é determinada pelos ciclos térmicos a que é
submetida durante a soldagem.
Um melhor entendimento das transformações que ocorrem na ZTA dos AID é
possível ao dividi-la em duas sub-regiões, a submetida a altas temperaturas (ZTA-
AT) e a submetida a baixas temperaturas (ZTA-BT), como pode ser visto na figura
2.18. Para um dado AID, a ZTA-AT é delimitada pelas temperaturas solvus da δ e
solidus, onde o aço está completamente ferritizado. Já a ZTA-BT apresenta como
limite superior a temperatura solvus da δ, estando o aço no campo bifásico, com
diferenças na fração volumétrica de austenita ao longo da mesma (Atamert e King,
1992).
2.4.2.2.1 - Zona Termicamente Afetada de Alta Temperatura (ZTA-AT)
A extensão da ZTA-AT é determinada pelos parâmetros de soldagem,
geometria da junta e composição química do AID. Pela definição de ZTA-AT, sua
extensão e composição química se relacionam através do campo monofásico do
diagrama de fases (Lippold et al., 1991).
Revisão Bibliográfica
34
Todos os pontos da ZTA-AT são submetidos ao ciclo térmico genérico
apresentado na figura 2.20, obviamente sendo o seu perfil alterado ao longo da
seção transversal da ZTA. Este ciclo térmico pode ser dividido em etapas, aqui
representado pelas etapas I, II e III, cujas transformações microestruturais se
diferenciam.
Figura 2.20: Etapas de um ciclo térmico na ZTA-AT (Londoño, 1997).
A etapa I representa o aquecimento do material até a temperatura solvus da
ferrita δ. Nesta etapa, alguns intermetálicos, nitretos e carbonetos podem se
dissolver. Próximo da temperatura solvus, alguma pequena fração de austenita
também pode sofrer dissolução transformando-se em ferrita δ, principalmente se sua
composição química não for a de equilíbrio para a temperatura em questão. A
dissolução de qualquer das fases mencionada é maior quanto menor for a taxa de
aquecimento (Atamert e King, 1992).
A etapa do ciclo térmico completamente dentro do campo ferrítico é
representada pela etapa II. Nesta etapa, os precipitados e a austenita continuam a
sofrer dissolução, mas com a cinética acelerada pela temperatura mais elevada. A
principal característica desta etapa é o crescimento e coalescimento dos grãos de
ferrita já transformados. Quanto maior o tempo e a temperatura acima da
temperatura solvus, maior será a quantidade de austenita transformada em ferrita e
maior será o tamanho de grão da ferrita. Diversos modelos para predizer o tamanho
de grão da ferrita δ na ZTA-AT a partir do tempo acima da temperatura solvus têm
sido propostos (Lindblom et al. 1991 e Atamert e King, 1992). Este crescimento de
grão pode causar uma queda na tenacidade do material.
Durante o resfriamento na etapa III, similarmente ao que acontece na ZF,
ocorre a precipitação da austenita e das demais fases possíveis. Os mecanismos
das transformações em estado sólido na ZTA-AT são basicamente os mesmos que
na ZF (Varol et al., 1992).
Revisão Bibliográfica
35
2.4.2.2.2 - Zona Termicamente Afetada de Baixa Temperatura (ZTA-BT)
Como já explicado anteriormente, a ZTA-BT é caracterizada como sendo a
região da ZTA submetida a uma temperatura máxima menor que a temperatura
solvus da δ. As principais transformações na ZTA-BT, exemplificadas pelas etapas I
e II dos ciclos térmicos genéricos da figura 2.21, são melhor compreendidas quando
se introduz aos ciclos térmicos a temperatura onde as frações volumétricas de ferrita
e austenita são as de equilíbrio (T δ/γ) e a faixa de temperatura de precipitação de
alguma fase (intermetálicos, carbonetos ou nitretos) de interesse.
Figura 2.21: Etapas de um ciclo térmico na ZTA-BT. Temperatura máxima: (a)
acima de T δ/γ e (b) dentro do intervalo de precipitação de fase de interesse
(Londoño, 1997).
Uma região da ZTA-BT mais próxima da fonte térmica será submetida ao ciclo
da figura 2.21 (a), onde a temperatura máxima atingida é superior a T δ/γ, e uma
região da ZTA-BT mais afastada será submetida ao ciclo térmico da figura 2.21 (b),
onde a temperatura máxima está compreendida na faixa de temperatura de
precipitação de alguma fase de interesse.
Na etapa I, tem-se a dissolução parcial da austenita e, dependendo da taxa
de resfriamento, a sua posterior precipitação. O mais usual, entretanto, é o
crescimento contínuo das ilhas intergranulares de austenita não dissolvidas durante
o resfriamento (Varol et al., 1992). A austenita não dissolvida inibe o crescimento de
grão da ferrita (Atamert e King, 1992). A fração final de austenita na ZTA-BT é maior
que na ZTA-AT, dificultando a precipitação de intermetálicos.
A etapa II dos ciclos térmicos é caracterizada pelo resfriamento
compreendido na faixa de temperatura de precipitação de alguma fase de interesse
para o ciclo térmico (a) da figura 2.21, e pelo aquecimento e resfriamento dentro
Revisão Bibliográfica
36
desta faixa para o ciclo térmico (b) da figura 2.21. A precipitação destas fases
depende da cinética da transformação e do tempo de permanência nesta faixa. Esta
etapa dos ciclos é também caracterizada pela não alteração significativa na fração
volumétrica de austenita.
2.5 - GTAW e SMAW
Os processos de soldagem GTAW e SMAW foram os utilizados na confecção
das juntas soldadas neste trabalho. Desta maneira, uma breve revisão bibliográfica
destes processos baseada na obra de Marques et al., 2005, é apresentada.
2.5.1 - GTAW (Gas Tungsten Arc Welding)
O processo de soldagem a arco com eletrodo de tungstênio e proteção
gasosa é um processo no qual a união de peças metálicas é produzida pela fusão
destas através de um arco elétrico estabelecido entre um eletrodo de tungstênio,
não consumível, e as peças a unir. A proteção do arco e da poça de fusão contra a
contaminação atmosférica é realizada por um gás inerte, ou por uma mistura de
gases inertes, que fluem diretamente do bocal da tocha. Atualmente mistura de
gases ativos tem sido utilizado, como por exemplo, na soldagem de AID com
misturas enriquecidas de nitrogênio (Muthupandi et al., 2005).
A soldagem pode ou não ser realizada com metal de adição. O metal de
adição, quando utilizado, é inserido diretamente na poça de fusão.
A figura 2.22 ilustra este processo.
Figura 2.22: Processo de soldagem GTAW .
Revisão Bibliográfica
37
Uma importante característica deste processo é o excelente controle da
energia transferida para a peça, devido ao controle independente da fonte térmica e
da adição de metal de enchimento. Esta característica torna esse processo bastante
adequado para soldagem de peças com pequena espessura, e aliado à eficiente
proteção gasosa contra a contaminação, permite a soldagem de materiais de difícil
soldabilidade, com ótimos resultados.
A soldagem de chapas finas também é facilitada pelo fato de não se
necessitar o uso de metal de adição.
A não existência de reações metal-gás e metal-escória suprime a formação
de vapores, permitindo, assim, uma ótima visibilidade para o soldador.
O arco elétrico na soldagem GTAW é bastante estável, suave e produz, em
geral, soldas com boa aparência e acabamento, que exigem pouca ou nenhuma
limpeza após a operação.
A operação é normalmente manual e pode ser feita em qualquer posição,
apesar da possibilidade de mecanização deste através do uso de dispositivos
auxiliares adequados.
O custo dos equipamentos necessários e dos consumíveis usados é alto, e a
produtividade ou rendimento do processo é baixo, quando comparados ao processo
de soldagem SMAW. Sua aplicação, então limita-se a situações onde a qualidade
da solda produzida seja mais importante que a produtividade ou o custo da
operação.
A figura 2.23 abaixo mostra um esquema do equipamento básico usado
nesse processo.
Figura 2.23: Equipamento básico para soldagem GTAW.
Revisão Bibliográfica
38
2.5.2 - SMAW (Shielded Metal Arc Welding)
A soldagem a arco voltaico com eletrodo revestido, como é mais conhecido, é
um processo de soldagem manual onde um arco é gerado entre o eletrodo revestido
e o metal de base.
O arco se inicia pelo toque do eletrodo no metal de base. O arco resultante
funde o metal de base e a ponta do eletrodo. O metal fundido do eletrodo é
transferido através do arco até a poça de fusão do metal de base, formando assim o
metal de solda depositado.
Uma escória que é formada pelo revestimento do eletrodo e impurezas do
metal de base flutua para a superfície e cobre o depósito, protegendo-o da
contaminação atmosférica e também controlando a taxa de resfriamento.
O metal de solda depositado é formado pela alma metálica do eletrodo, pelo
revestimento, que em alguns casos é constituído de pó de ferro e elementos de liga,
e pelo metal de base diluído.
O revestimento ao ser queimado produz um gás que protege a poça de fusão
durante a execução da soldagem.
A figura 2.24 mostra as características básicas do processo de soldagem
SMAW.
Figura 2.24: Processo de soldagem SMAW.
A soldagem a arco voltaico com eletrodo revestido é o processo mais
amplamente usado, além de ser o mais simples em termos de requisitos de
equipamentos. Entretanto é também o mais difícil em termos de treinamento de
pessoal. O investimento neste processo, em geral, é relativamente pequeno e os
Revisão Bibliográfica
39
eletrodos estão disponíveis para quase todas as aplicações de fabricação,
construção e manutenção. Este processo é o que apresenta maior flexibilidade
dentre todos os processos de soldagem, pois pode ser usado em todas as posições
(plana, vertical, horizontal e sobre cabeça), para quase todas as espessuras do
metal de base e em áreas de acesso limitado.
A qualidade da solda depende do projeto e acesso da junta, tanto quanto do
eletrodo, da técnica e habilidade do soldador. Os fatores usuais que podem reduzir a
qualidade da junta soldada são limpeza inadequada da escória formada entre
passes, eletrodos com perda parcial de fluxo ou contaminados normalmente com
umidade.
A maioria dos processos de fabricação que requerem soldagem procura
utilizar processos mecanizados que oferecem grande produtividade, alta qualidade
e, portanto, produção a um custo mais baixo. Por estas razões, o processo de
soldagem a arco voltaico com eletrodo revestido, tem sido substituído onde for
possível. Entretanto, a simplicidade e a habilidade do processo SMAW em alcançar
áreas de acesso restrito significa que este ainda encontra uso considerável em
certas aplicações e situações como na soldagem de peças de grande porte e
soldagem “em campo", onde os serviços de suporte como proteção com gás, água
de resfriamento e outras necessidades se encontram fora de alcance.
Materiais e Métodos
40
CAPÍTULO 3 – MATERIAIS E MÉTODOS
Este capítulo apresenta uma descrição dos materiais utilizados e o
procedimento experimental empregado para a confecção das juntas soldadas e
posterior caracterização mecânica, microestrutural e de resistência à corrosão.
3.1 - Materiais
3.1.1 - Metal de Base
Para a confecção das juntas soldadas foram utilizados dois tipos de aço
inoxidável, um aço inoxidável duplex (AID) e um aço inoxidável superduplex (AISD),
na forma de tubos.
A tabela 3.1 apresenta a relação desses materiais com suas respectivas
classificações, diâmetros e espessuras.
Tabela 3.1: Relação de aços e dimensões dos tubos.
METAL DE BASE - TUBOS
CLASSIFICAÇÃO
AÇO
UNS ASTM
SAF
Ф
int
(mm)
e (mm)
52,5 3,9
AID
S31803
S32205
A790 2205
154,1 7,1
AISD
S32750
A790 2507
77,9 5,5
LEGENDA:
Ф
int
– diâmetro interno do tubo; e – espessura da parede do tubo.
A composição química, segundo os certificados emitidos pelo fabricante dos
tubos (Sandvik), de cada um dos aços inoxidáveis pode ser vista na tabela 3.2.
Materiais e Métodos
41
Tabela 3.2: Composição química (% peso) dos aços inoxidáveis. (Sandvik)
Tubo
e
(mm)
C Si Mn
P
S
(máx)
Cr Ni Mo
N Cu
3,9
0,016
0,50
0,78
0,021
0,0005
22,12
5,17
3,11
0,177
-
AID
7,1
0,014
0,46
0,79
0,022
0,0005
22,32
5,19
3,20
0,182
-
AISD
5,5
0,013
0,27
0,41
0,015
0,0005
25,14
7,00
4,08
0,278
0,21
LEGENDA:
e – espessura.
3.1.2 - Consumíveis
Neste item serão especificados os consumíveis de soldagem que foram
usados na fabricação das referidas juntas soldadas.
3.1.2.1 - Gás de Proteção
Argônio com pureza de 99,997% foi usado como gás de proteção e de purga
no processo de soldagem GTAW.
3.1.2.2 - Metal de Adição
Os metais de adição, vareta para o processo GTAW e eletrodo revestido para
o processo SMAW, foram distintos para cada um dos tipos de aço inoxidável
soldados. A composição química desses consumíveis utilizados em cada um dos
aços, segundo certificados emitidos pelo fabricante (Böhler-Thyssen), e classificação
segundo a norma AWS A5.4-92 para o eletrodo revestido utilizado no AID e segundo
a norma AWS A5.9-93 para os outros consumíveis são mostrados na tabela 3. 3.
Materiais e Métodos
42
Tabela 3.3: Especificação e composição química (% peso) dos metais de
adição. (Böhler Thyssen)
AWS C Si Mn P S Cr Mo Ni N Cu W
VAR
ER 2209 0,016 0,460 1,330 0,020 0,001 23,320 3,150 8,150 0,150 0,100 -
AID
ER
E 2209-17 0,021 0,820 0,966 0,025 0,006 22,353 3,200 9,153 0,186 0,073 -
VAR
ER 2553 0,020 0,330 0,770 0,019 0,001 25,120 3,700 9,320 0,233 0,550 0,660
AISD
ER
E 2553-15 0,034 0,360 0,910 0,019 0,010 24,640 3,530 9,330 0,190 0,650 0,650
LEGENDA:
VAR – vareta usada como metal de adição no processo GTAW; ER – eletrodo revestido usado como
metal de adição no processo SMAW.
NOTAS:
i) diâmetro dos consumíveis: 2,5mm
ii) E 2209-17: revestimento rutílico.
iii) E 2553-15: revestimento básico.
3.2 - Preparação da Junta
Para simular a soldagem de campo, objetivo específico deste trabalho, as
juntas foram preparadas por processo manual de esmerilhamento envolvendo
operação de corte e desbaste. Todos os discos abrasivos utilizados nestas
operações foram à base de alumina, normalmente utilizados no trabalho com aços
inoxidáveis, para se evitar a contaminação do chanfro e, subseqüentemente, da
poça de fusão com carbono e ferro.
Todas as juntas possuíam geometria conforme mostrado na figura 3.1 e,
como pode ser visto, esta é uma junta de topo com chanfro em V e penetração total.
O acesso do eletrodo somente pela parte externa na soldagem de tubos foi o fator
predominante para a escolha do chanfro em V. O ângulo de abertura (a) foi assim
determinado para se facilitar o acesso do eletrodo e da vareta à raiz da junta.
Figura 3.1: Geometria da junta.
Materiais e Métodos
43
A escolha das outras dimensões da junta, abertura de raiz (b) e face de raiz
(c), foi feita para permitir uma adequada fusão e obter penetração total no passe de
raiz entre os tubos a serem soldadas.
3.3 - Procedimento de Soldagem
O tubo de menor diâmetro (52,5mm) foi totalmente soldado pelo processo
GTAW devido a sua reduzida espessura (3,9mm) de parede.
Os outros dois tubos, com diâmetros de 77,9 e 154,1mm, foram soldados pelo
processo GTAW no passe de raiz e reforço de raiz, e pelo processo SMAW nos
passes de enchimento e acabamento.
Todas as etapas de soldagem foram executadas manualmente.
O passe de raiz é o primeiro passe na execução de uma solda. Sendo assim,
possui duas faces expostas ao ambiente. Para o caso da soldagem de tubos, a
superfície da poça de fusão localizada na face externa do tubo é protegida pelo gás
de proteção que flui diretamente do bocal da tocha. A superfície da poça localizada
na face interna do tubo é protegida por um fluxo de gás chamado gás de purga.
Os parâmetros de soldagem, inseridos numa faixa, foram os mesmos para
cada um dos materiais, AID e AISD. Entretanto, procedimentos de soldagem
específicos foram elaborados para os processos GTAW e SMAW. Ressalta-se que,
como exposto em III.1.2.2., os metais de adição utilizados em cada um dos aços são
diferentes.
A faixa dos parâmetros de soldagem para o processo GTAW e SMAW é
definida na tabela 3.4.
Materiais e Métodos
44
Tabela 3.4: Parâmetros de soldagem.
PARÂMETROS DE SOLDAGEM GTAW SMAW
TIPO DE CORRENTE E POLARIDADE CC- CC+
CORRENTE (A) 70 - 90 65 - 100
TENSÃO (V) 9 - 11 22 - 28
VELOCIDADE DE SOLDAGEM
(mm/min)
50 - 90 80 - 120
APORTE DE CALOR
(kJ/mm)
0,4 - 1,3 0,7 - 2,1
GÁS DE PROTEÇÃO / FLUXO
(l/min)
Ar / 14 - 18 -
GÁS DE PURGA / FLUXO
(l/min)
Ar / 16 - 20 -
PREAQUECIMENTO - -
TEMP. ENTRE PASSES máx
(ºC)
150 150
TRAT. TERM. PÓS-SOLDAGEM - -
POSIÇÃO DE SOLDAGEM 5G ascendente 5G ascendente
LEGENDA:
CC- – corrente contínua e eletrodo polarizado negativamente (polaridade direta); CC+ – corrente
contínua e eletrodo polarizado positivamente (polaridade inversa); 5G – tubo na horizontal.
NOTAS:
i) o eletrodo utilizado no processo GTAW foi de tungstênio com 2% de tório.
ii) a purga iniciou-se quinze minutos antes da soldagem do passe de raiz e foi mantida até o seu
término.
Os parâmetros de soldagem foram definidos com base na pesquisa
bibliográfica apresentada no capítulo 2, tendo como objetivo a obtenção de juntas
soldadas isentas de defeitos e com propriedades mecânicas e de corrosão
adequadas. Pretende-se que a microestrutura resultante esteja isenta da
precipitação de fases indesejáveis, como fase σ, carbetos, nitretos, e com o balanço
entre as fases δ e γ correto, sendo estes os responsáveis pelas propriedades
mecânicas e de resistência à corrosão dos AID e AISD. A escolha da posição de
soldagem 5G, com a tubulação na horizontal e estático, teve como objetivo simular a
soldagem em campo e de reparo. A posição de soldagem 5G ascendente, além de
apresentar alto grau de dificuldade de execução, tende a exigir maior energia de
soldagem que outras posições.
Todas as juntas ao serem soldadas possuíam um comprimento mínimo de
150mm de tubo para cada lado da mesma, como recomendado pela norma ASME
seção IX, para que houvesse um satisfatório fluxo de calor durante a operação de
soldagem.
Materiais e Métodos
45
A figura 3.2 apresenta um esquema da seção transversal das juntas com a
posição dos ponteamentos executados para se fixar os tubos previamente à
soldagem. Também apresenta a seqüência e direção de soldagem executada no
passe de raiz. O passe de raiz iniciou-se no quadrante inferior, tendo progredido da
posição 180° para 90° e da posição 180° para 270°. Após a execução destes fez-se
o fechamento da raiz com os quadrantes superiores. Prosseguiu-se com o reforço da
raiz e subsequentemente com os passes de enchimento e acabamento.
Figura 3.2: Ponteamento e seqüência de soldagem do passe de raiz.
A remoção da escória produzida na execução da soldagem SMAW de cada
um dos passes foi realizada com uma picadeira de aço inoxidável e posterior escova
com fios de aço inoxidável pelos motivos já expostos em 3.2.
3.4 - Ensaios Não Destrutivos (END)
Os ensaios não destrutivos têm como objetivo principal a detecção de
possíveis defeitos presentes no material e são classificados genericamente de
superficiais e volumétricos.
Foram realizados três tipos de ensaios não destrutivos nas juntas soldadas:
inspeção visual, líquido penetrante e exame radiográfico (gamagrafia).
Materiais e Métodos
46
3.4.1 - Inspeção Visual (VT)
A inspeção visual, ou VT (visual test), foi realizada após a soldagem do passe
de raiz e após a soldagem dos passes de acabamento em todas as juntas soldadas.
Tem como objetivo a detecção a olho nu, ou com uso de lupa, de possíveis
descontinuidades superficiais presentes na solda.
3.4.2 - Líquido Penetrante (PT)
A inspeção por líquido penetrante, ou PT (liquid penetrant test), foi realizada
após a soldagem do passe de raiz e após a soldagem dos passes de acabamento
em todas as juntas soldadas. Tem como objetivo detectar descontinuidades
superficiais e muitas vezes não visíveis a olho nu, como trincas com pequena
abertura e pequenos poros.
3.4.3 - Exame Radiográfico (RT)
O exame radiográfico, ou RT (radiographic test), foi realizado em toda a
extensão da região da junta soldada, incluindo o metal de solda, zona termicamente
afetada e metal de base adjancente. É um exame volumétrico e tem a capacidade
de detectar defeitos internos de tamanhos variados, como trincas e poros. Foi usada
gamagrafia com técnica de exposição de parede dupla.
3.5 - Testes Mecânicos
Quatro testes mecânicos foram realizados nas juntas soldadas: tração,
dobramento de face e raiz, impacto Charpy V, e dureza. Os ensaios de tração e
dobramento são necessários e suficientes para se qualificar um procedimento de
soldagem conforme o código ASME seção IX, e os testes de impacto e dureza são
requisitos adicionais da norma ET-200.03, apêndice 16, da PETROBRÁS.
Materiais e Métodos
47
3.5.1 - Tração
Dois testes de tração transversal foram realizados em cada um dos tubos
soldados.
As dimensões do corpo-de-prova, com a sua respectiva localização na junta
soldada do tubo pode ser vista no esquema da figura 3.3. O outro corpo-de-prova foi
retirado de uma posição diametralmente oposta ao primeiro. Deve-se observar que a
região da solda localizou-se na seção reduzida, aproximadamente no centro do
corpo-de-prova.
Figura 3.3: Posicionamento e dimensões de corpo-de-prova de tração.
O critério de aceitação da junta soldada, segundo o código ASME seção IX, é
como se segue:
i) caso o corpo-de-prova rompa na região da solda (metal de solda ou linha de
fusão), o limite de resistência deve ser maior ou igual ao valor mínimo especificado
para o metal de base.
ii) caso o corpo-de-prova rompa no metal de base, o limite de resistência deve ser
maior ou igual a 95% do valor mínimo especificado para o metal de base.
Materiais e Métodos
48
A tabela 3.5 apresenta algumas das propriedades mecânicas mínimas
especificadas segundo o fabricante dos tubos e devidamente comprovadas pelos
certificados fornecidos.
Tabela 3.5: Propriedades mecânicas mínimas especificadas segundo norma
ASTM A 790.
σ
LE 0.2
(MPa) σ
LR
(MPa) AL (%)
UNS S31803 (AID)
485 680 25
UNS S32750 (AISD)
550 800 25
LEGENDA:
σ
LE 0.2
- tensão limite de escoamento a 0,2%; σ
LR
- tensão limite de resistência; AL – alongamento.
3.5.2 - Dobramento
As três posições possíveis de dobramento de uma junta soldada estão
apresentadas na figura 3.4, e sua denominação está diretamente relacionada com a
região tracionada. O objetivo é avaliar a ductilidade da junta soldada pelo
alongamento imposto à região tracionada. Descontinuidades como falta de fusão,
falta de penetração, inclusões de escória, trincas e porosidades na solda propagam-
se e se abrem durante o ensaio de dobramento.
Figura 3.4: Posições para o ensaio de dobramento.
A qualificação de procedimentos de soldagem de materiais com espessura
até 12mm é normalmente realizada a partir de quatro testes, dois por dobramento de
face e dois de raiz. A qualificação para materiais com espessura superior a 12mm
normalmente requer a execução de quatro testes de dobramento lateral. O ângulo
de dobramento é de 180°.
Materiais e Métodos
49
Assim, diante da espessura dos tubos soldados, dois testes de dobramento
guiado de face e dois de raiz foram realizados em cada um dos tubos soldados.
As dimensões dos corpos-de-prova são: a = 152 x b = 38 x e = espessura da
parede do tubo (mm). Da mesma maneira que para o teste de tração, os corpos-de-
prova foram retirados de posições diametralmente opostas e a região da solda
localizou-se aproximadamente no centro do corpo-de-prova.
O critério de aceitação, segundo o código ASME seção IX, é o não
surgimento de descontinuidades maiores ou iguais a 3mm na superfície dobrada.
3.5.3 - Impacto Charpy V
Nove testes de impacto Charpy V foram realizados para cada um dos tubos
soldados. Além destes, mais três foram realizados no metal de base de cada um dos
tubos para se avaliar possíveis alterações entre a energia absorvida do metal de
base e de sua região soldada. Isto, pois uma diminuição na tenacidade ao impacto
pode ser um indicativo da presença de precipitados secundários prejudiciais às
propriedades mecânicas e de corrosão (Smuk, 2004).
A posição de retirada dos corpos-de-prova relativo ao cordão de solda, sendo
três para cada uma das indicações 1, 2, e 3, e suas dimensões seguem o arranjo da
figura 3.5.
Figura 3.5: Posicionamento e dimensões dos corpos-de-prova de impacto.
Materiais e Métodos
50
Um corpo-de-prova padrão para este teste de impacto possui 10mm de
espessura, dimensão mínima que nenhum dos tubos soldados possuía. O código
ASME seção IX prevê, então, a confecção de corpos-de-prova com seção reduzida
de 7,5; 5,0; e 2,5mm de espessura, conhecidos como sub-size. Assim, corpos-de-
prova com 2,5mm de espessura foram confeccionados para o tubo com 3,9mm de
espessura, e corpos-de-prova com 5,0mm de espessura foram confeccionados para
os tubos mais espessos, 5,5 e 7,1mm.
Os testes de impacto foram realizados a uma temperatura de -46ºC. Os
corpos-de-prova foram imersos numa solução de álcool e gelo seco, como pode ser
visto na figura 3.6, até que sua temperatura se estabilizasse em -46 ± 1ºC e então
rapidamente retirados da solução e testados.
Figura 3.6: Corpos-de-prova de impacto imersos em solução de álcool e
gelo seco.
Os critérios de aceitação conforme a norma ET-200.03 apêndice 16 são
apresentados na tabela 3.6.
Materiais e Métodos
51
Tabela 3.6: Requisitos de impacto conforme ET-200.03 apêndice 16.
CP MÉDIA 3 CPs
E (J) ≥ 7
10mm x 2,5mm
Exp Lat (mm) ≥ 0,18
E (J) ≥ 18
10mm x 5,0mm
Exp Lat (mm) ≥ 0,25
LEGENDA:
E - Energia Absorvida; Exp Lat - Expansão Lateral.
NOTA:
i) nenhum resultado individual deve ser inferior a 70% da média requerida.
3.5.4 - Dureza
Um corpo-de-prova foi retirado de cada um dos tubos soldados para a
realização de perfil de dureza (HRC – Hardness Rockwell C com pré-carga de 10kg
e carga de teste de 150kg para as juntas soldadas dos tubos com menores
diâmetros e HV10 – Hardness Vickers com carga de 10kg para a junta soldada do
tubo com maior diâmetro) no passe de raiz e acabamento ao longo do metal de
base, ZTA e metal de solda, como pode ser visto no esquema da figura 3.7.
Para a amostra de AID de menor espessura (3,9mm) o perfil de dureza se
localizou o mais próximo possível da superfície, a cerca de 1,2mm da superfície e
nas amostras de maior espessura este perfil se localizou a 2mm da superfície.
Figura 3.7: Obtenção do perfil de dureza.
PERFIL DE DUREZA
. . . . . . . . . . . . . . . . .
. .
. . . . . . . . . . . . . . .
endentações
metal de
solda
linha de
fusão
ZTA
Materiais e Métodos
52
O critério para aceitação da junta soldada para este teste segundo a ET-
200.03 apêndice 16 é que a dureza de qualquer endentação de cada um dos perfis
realizados, na região da solda e ZTA, não ultrapasse 32 HRC ou 330 HV10.
3.6 - Teste de Corrosão
O teste de corrosão realizado seguiu a norma ASTM G48-03, método A e
avalia a resistência à corrosão por pite de aços inoxidáveis quando expostos em
meios salinos (cloretos) oxidantes. Foi desenvolvido para acelerar sensivelmente o
tempo de iniciação da corrosão localizada. Assim, o grau do dano causado pela
corrosão durante o teste será geralmente maior que o encontrado em situações
naturais para qualquer período de tempo similar ao testado.
O acabamento superficial do material pode influenciar significativamente os
resultados do teste. Dessa maneira, a resistência de uma amostra preparada
previamente, lixada ou polida, não representará fielmente a da peça da qual esta foi
retirada.
Foram retiradas duas amostras de cada um dos tubos soldados contendo o
metal de solda, no centro da amostra, ZTA e parte do metal de base adjacente. Além
destas, foram retiradas duas amostras de cada metal de base, AID SAF 2205 e
AISD SAF 2507, na condição de como recebido para comparação com os resultados
obtidos das juntas soldadas. O esquema para retirada das amostras e suas
dimensões pode ser visto na figura 3.8.
Figura 3.8: Retirada e dimensões das amostras do ensaio de corrosão.
Materiais e Métodos
53
As amostras foram então lixadas (granulometria #100) e mantidas em
dessecador por um período mínimo de 24 horas para que a camada superficial
passivadora de óxido de cromo fosse restabelecida. Após este período foram limpas
em ultra-som por 2 minutos aproximadamente e lavadas com acetona. A área
superficial total da amostra foi medida com uma escala graduada com precisão de
1mm, considerando-se suas seis faces, e sua massa medida com balança de
precisão de 0,0001g.
Posteriormente, as amostras foram imersas numa solução de cloreto férrico
(10% em peso de FeCl
3
. 6H
2
O em H
2
O destilada ou desmineralizada) por um
período de 24 horas numa temperatura de 35ºC, cujo arranjo esquemático pode ser
visto na figura 3.9. O volume de solução utilizado em todos os testes foi de no
mínimo 5ml para cada 100mm
2
de área superficial total da amostra.
A utilização de solução de cloreto férrico é justificada pela sua semelhança
com a encontrada no interior de sítios de pites de corrosão em ligas ferrosas imersas
em meios contendo cloretos, como a água do mar.
Figura 3.9: Arranjo do teste de corrosão.
Após o período de imersão, a amostra foi lavada em água corrente
juntamente com o uso de uma escova com cerdas de nylon para se retirar os
possíveis produtos de corrosão. A retirada total dos produtos de corrosão foi
completada com limpeza em ultra-som. A amostra foi então limpa com acetona e sua
massa foi novamente medida com balança de mesma precisão, e sua perda de
massa por área superficial total calculada.
Materiais e Métodos
54
Este teste é um requisito adicional da já referida norma ET-200.03 apêndice
16 e o critério para aceitação dessa junta é uma perda de massa por corrosão
máxima de 4,0g/m
2
.
3.7 - Exame Metalográfico
O exame metalográfico consistiu de uma análise qualitativa e quantitativa por
microscopia ótica de uma amostra retirada para cada um dos tubos soldados.
O critério para aceitação da junta soldada segundo a norma ET-200.03
apêndice 16 é a presença de ferrita δ no metal de solda e ZTA numa porcentagem
compreendida entre 35 e 55%.
3.7.1- Microscopia Ótica
O objetivo principal da realização de microscopia ótica foi a verificação da
fração (análise quantitativa) das principais fases presentes δ e γ ao longo de uma
seção transversal da junta soldada, compreendendo o metal de solda e metal de
base para efeito de comparação. Um objetivo secundário da microscopia ótica foi a
verificação da possível presença de carbonetos.
A preparação metalográfica das amostras seguiu as etapas normais de corte,
embutimento em poliéster, lixamento, polimento e ataque químico para revelação
das fases presentes.
O lixamento foi realizado a úmido com papel impregnado com partículas de
SiC seguindo a série granulométrica de #100 até #1200. O polimento sempre foi a
úmido, sendo o álcool o lubrificante da primeira etapa, realizada com pasta de
diamante de granulometria de 3 µm, e a água destilada o lubrificante das etapas
subseqüentes, realizadas com pasta de alumina de granulometria de 1 µm e 0,1 µm.
Uma limpeza em ultra-som com H
2
O destilada foi realizada ao se passar da etapa
de lixamento para a de polimento e entre as etapas de polimento.
O ataque químico foi realizado com solução de Behara modificada (100 ml de
H
2
O destilada + 20 ml de HCl + 0,45 g de metabissulfito de potássio) por um período
de aproximadamente 2min para as juntas de AID e 3min para a junta de AISD. As
melhores revelações das microestruturas foram obtidas com estes períodos de
exposição, suficientes para que as amostras ficassem super-atacadas, seguidas de
Materiais e Métodos
55
um leve polimento com pasta de alumina de granulometria de 0,1µm. Este ataque
torna a δ preta e a γ branca. Carbonetos são também revelados e se tornam pretos,
sendo sua diferenciação realizada a partir de sua morfologia puntiforme.
Fotomicrografias digitais com aumento de 200X foram obtidas ao longo de
toda a região da solda e ZTA a partir de uma malha imaginária com pontos
igualmente espaçados. A contagem de cada uma das fases δ e γ foi realizada com o
programa analisador de imagens Scion Image em todas as fotomicrografias a partir
da separação de seus níveis de cinza.
Uma análise qualitativa foi complementada pela obtenção de algumas
fotomicrografias digitais com aumentos variados.
Resultados e Discussão 56
CAPÍTULO 4 – RESULTADOS E DISCUSSÃO
Este capítulo apresenta os resultados obtidos e os discute. Primeiramente, os
resultados serão apresentados isoladamente e ao final do capítulo serão inter-
relacionados e discutidos mais detalhadamente.
Os três tipos de junta soldada e material de base poderão ser classificados
segundo combinação de material com sua espessura, isto é, AID
3,9
, AID
7,1
e AISD
5,5.
4.1 - Ensaios Não Destrutivos (END)
Os resultados obtidos dos ensaios não destrutivos realizados, VT e PT nos
passes de raiz e acabamento, e RT no metal de solda e ZTA, em toda extensão da
solda de todas as juntas demonstraram a inexistência de defeitos. Assim, os
resultados subseqüentes obtidos nos testes mecânicos, em especial o de impacto
Charpy V, não sofreram qualquer influência de defeitos.
4.2 - Testes Mecânicos
4.2.1 - Tração
A tabela 4.1 apresenta os valores de limite de resistência obtidos para todas
as juntas soldadas, bem como as compara com o limite de resistência mínimo
especificado.
Tabela 4.1: Compilação de resultados de ensaio de tração
Junta
Soldada
CP
σ
mín esp
(MPa)
σ
obt
(MPa)
Região
Fratura
T1
794 MB
AID
3,9
T2
680
758 MB
T1
811 MB
AID
7,1
T2
680
795 MB
T1
848 MB
AISD
5,5
T2
800
870 S
LEGENDA:
MB – metal de base; S – solda; esp – especificado; obt – obtido.
Resultados e Discussão 57
Observa-se a partir da tabela apresentada que os valores de resistência à
tração obtidos para todas as juntas soldadas, incluindo-se o corpo-de-prova rompido
no metal de solda (AISD
5,5
- T2), foram superiores aos valores mínimos
especificados para cada um dos materiais. Assim, todas as juntas soldadas foram
aprovadas neste teste, segundo o critério de aceitação da norma ASME seção IX,
rompimento no metal de base com limite de resistência igual ou superior a 95% do
mínimo especificado para o metal de base ou rompimento na região da solda (metal
de solda ou linha de fusão) com limite de resistência igual ou superior ao mínimo
especificado para o metal de base.
4.2.2 - Dobramento
Todas as juntas soldadas foram aprovadas no teste de dobramento, pois,
segundo o critério de aceitação da norma ASME seção IX, não apresentaram
descontinuidades com comprimento superior a 3mm.
Um dos corpos-de-prova retirados da junta soldada AID
7,1
já apresentava na
face da solda, previamente ao dobramento, uma pequena descontinuidade. A figura
4.1 mostra o corpo-de-prova antes (esquerda) e depois (direita) de dobrado com a
presença da descontinuidade circundada em vermelho.
Figura 4.1: Descontinuidade com comprimento inferior a 3mm e presença de
inclusão de escória. Dobramento de face de AID
7,1
.
Resultados e Discussão 58
Esta descontinuidade foi provavelmente causada pelo descolamento do metal
de solda na interface com uma inclusão de escória durante a solidificação. A
inclusão de escória foi proveniente do processo SMAW e não aparece claramente
nas fotografias da figura 4.1. A descontinuidade prévia foi ligeiramente estendida
após o dobramento de face, apresentando ainda assim um comprimento final inferior
a 3mm.
4.2.3 - Impacto Charpy V
A tabela 4.2 apresenta uma compilação dos resultados obtidos de energia
absorvida, ou tenacidade, e expansão lateral.
Tabela 4.2: Compilação de resultados do teste de impacto Charpy V; T = -40ºC.
AID
3,9
CP 10 x 2,5mm
AID
7,1
CP 10 x 5mm
AISD
5,5
CP 10 x 5mm
E (J) EL (mm) E (J) EL (mm) E (J) EL (mm)
Mín
Esp
7 0,18 18 0,25 18 0,25
Região IND MÉD IND MÉD IND MÉD IND MÉD IND MÉD IND MÉD
29,4 0,90 43,2 0,77 35,3 0,28
27,5 0,96 41,2 0,76 39,2 0,59
CS
29,4
28,8
0,67
0,84
39,2
41,2
0,77
0,77
62,8
45,8
0,29
0,37
29,4 1,28 47,1 1,04 43,2 0,68
29,4 1,27 49,0 0,89 43,2 0,84
LF
31,4
30,1
0,92
1,16
49,0
48,4
0,79
0,91
46,1
44,1
0,39
0,64
33,3 1,14 94,1 0,82 78,5 0,83
35,3 1,28 86,3 0,77 64,7 1,25
2mmLF
35,3
34,6
1,19
1,20
88,3
89,6
0,82
0,80
84,4
75,9
1,25
1,11
37,3 1,19 104,0 1,91 86,3 0,98
35,3 1,16 104,0 1,91 81,4 1,52
MB
37,3
36,6
1,18
1,18
104,0
104,0
1,93
1,92
80,4
82,7
1,58
1,36
LEGENDA:
E – energia absorvida; EL – expansão lateral; Mín Esp – valores mínimos especificados; CS, LF,
2mmLF e MB – entalhe no centro da solda, na linha de fusão, a 2mm da linha de fusão, e no metal de
base, respectivamente; IND – valores individuais; MÉD – média dos valores individuais.
Observa-se, a partir da tabela, que os valores obtidos de energia absorvida e
expansão lateral de todas as juntas soldadas foram superiores aos valores mínimos
especificados. Desta maneira, todas as juntas soldadas foram aprovadas no teste de
impacto Charpy V segundo os critérios de aceitação da norma ET-200.03 apêndice
16.
Resultados e Discussão 59
A queda observada na tabela 4.2 nos valores de energia absorvida, ou
tenacidade, do metal de base para o centro da solda são normalmente reportadas
na bibliografia, como, por exemplo, por Tavares, S.S.M. et al. (2007), nem sempre
indicando precipitação de intermetálicos, nitretos ou carbonetos. Estão também
relacionadas com a microestrutura observada no metal de solda e ZTA, e com
tensões residuais.
As variações de tenacidade observadas nas diferentes regiões de uma
mesma junta soldada e entre diferentes juntas serão melhor abordadas e
correlacionadas com as microestruturas observadas posteriormente.
4.2.4 – Dureza
Os ensaios de dureza foram realizados ao longo da linha da raiz e do
acabamento da solda, passando pelo metal de base, ZTA e metal de solda, em cada
uma das juntas soldadas. Seis endentações foram efetuadas no metal de base e
ZTA, três para cada lado da solda, e três endentações no metal de solda.
As figuras 4.2, 4.3 e 4.4 apresentam o perfil de dureza obtido em cada uma
das juntas soldadas.
Figura 4.2: Perfil de dureza (HRC) ao longo dos passes de raiz e acabamento
de junta soldada de AID
3,9
.
Resultados e Discussão 60
Figura 4.3: Perfil de dureza (HV10) ao longo dos passes de raiz e acabamento
de junta soldada de AID
7,1
.
Figura 4.4: Perfil de dureza (HRC) ao longo dos passes de raiz e acabamento
de junta soldada de AISD
5,5
.
Como pode ser observado a partir das figuras, todas as juntas soldadas foram
aprovadas no ensaio de dureza conforme critério de aceitação da norma ET-200.03
apêndice 16, isto é, valores de dureza na ZTA e metal de solda no máximo igual a
32HRC ou 330HV10.
Diante das variações nos resultados de dureza ao longo da linha da raiz e do
acabamento, passando pelo metal de base, ZTA e metal de solda observadas em
todas as juntas soldadas, não se pode chegar a uma conclusão de qualquer
Resultados e Discussão 61
tendência. Entretanto, os valores individuais de dureza obtidos não sugerem intensa
precipitação de intermetálicos, carbonetos ou nitretos, provavelmente estando
relacionado às frações volumétricas de δ e γ presentes em cada uma das regiões.
Os valores máximos de dureza especificados para o metal de base são 28HRC
(286HV aproximadamente) para o AID e 32HRC (318HV aproximadamente) para o
AISD (Sandvik, 2008). A constatação de que todos os valores de dureza obtidos no
AISD
5,5
estão abaixo do especificado sugerem a não precipitação. Da mesma
maneira, apesar de alguns dos valores de dureza obtidos na solda e ZTA das juntas
AID
3,9
e AID
7,1
estarem acima do especificado, também foram obtidos resultados de
dureza no metal de base superiores ao especificado, reforçando então a tese de não
precipitação intensa.
4.3 - Exame Metalográfico
A tabela 4.3 apresenta os resultados da contagem da fração volumétrica de δ
em todas as amostras analisadas. Esta contagem foi realizada em toda a extensão
da ZTA e metal de solda, isto é, nos passes de raiz, enchimento e acabamento.
Tabela 4.3: Resultados de fração de δ.
FRAÇÃO δ
JUNTA
SOLDADA
REGIÃO
MÉDIA
(%)
MB 60 ± 1
ZTA 61 ± 4
AID
3,9
MS 55 ± 1
MB 50 ± 1
ZTA 58 ± 5
AID
7,1
MS 47 ± 1
MB 44 ± 1
ZTA 50 ± 4
AISD
5,5
MS 37 ± 1
LEGENDA:
MB – metal de base; ZTA – zona termicamente afetada; MS – metal de solda.
Resultados e Discussão 62
Como se pode observar, apenas a junta soldada de AISD foi aprovada
segundo critério estabelecido pela norma ET-200.03 apêndice 16, presença de δ na
faixa entre 35 e 55% na solda e ZTA. Como destacado em vermelho na tabela, os
valores obtidos na contagem de δ na ZTA das amostras de AID
3,9
e AID
7,1
foram
superiores ao máximo especificado.
Importante notar que os teores de ferrita δ nas três regiões analisadas, MB,
ZTA e MS, do AISD
5,5
são significativamente inferiores aos observados nas
respectivas regiões dos AID. Isto significa que o teor de austenita no AISD é superior
ao dos AID, sendo esta fase a maior responsável pela resistência à corrosão por
pites em meios contendo cloretos, já que, neste ambiente, a ferrita δ é
preferencialmente atacada (Garfias-Mesias, L.F. et al., 1996).
Os resultados mostrados na tabela 4.3 demonstram que os procedimentos de
soldagem adotados na confecção de todas as juntas soldadas foram adequados
para a manutenção do correto balanço entre as fases δ e γ no metal de solda e ZTA
do AISD
5,5
, e apenas no metal de solda dos AID
3,9
e AID
7,1
.
Algumas micrografias representativas das regiões analisadas são
apresentadas nas figuras a seguir. Nestas micrografias a fase clara revelada é a γ e
a fase escura é a δ.
4.3.1 – Metal de Base
A figura 4.5 mostra micrografias representativas do metal de base das três
amostras analisadas.
Resultados e Discussão 63
Figura 4.5: Micrografias representativas do MB de todas as amostras
analisadas.
A microestrutura observada, sua morfologia e distribuição de fases,
corresponde à descrita pela bibliografia para os aços duplex laminados ou
extrudados. Observa-se a distribuição de placas de γ imersas numa matriz ferrítica
na forma poligonal, na grande maioria das vezes com contorno de grão muito bem
definido. Interessante notar a intensa presença de γ nos contornos de grão δ – δ no
Resultados e Discussão 64
AID
3,9
(pequenas partículas de γ transversais às placas principais) e em menor
quantidade no AISD
5,5
(indicado pelas setas vermelhas). A austenita de contorno de
grão foi mais observada nas amostras de AID
3,9
, entretanto sendo também
encontrada em menor grau nas amostras de AID
7,1
e AISD
5,5
.
Nota-se claramente a correspondência relativa entre a fração de δ
apresentada na tabela 4.3 e as micrografias.
Apesar de não terem sido realizadas medidas apropriadas, todas as amostras
analisadas apresentam uma grande variedade de espessura e distância entre as
placas de γ, bem como tamanho de grãos da δ. Entretanto, qualitativamente, pode-
se observar que os tamanhos de grão de δ e a espessura média das placas de γ do
metal de base do AID
3,9
são bem inferiores aos das outras amostras. De uma forma
geral, a espessura das placas de γ encontradas no metal de base do AID
7,1
são
menores que a espessura das placas do AISD
5,5
.
4.3.2 – Zona Termicamente Afetada
A figura 4.6 apresenta um conjunto de duas micrografias representativas com
aumento distintos da ZTA próxima ao passe de acabamento de cada uma das juntas
soldadas analisadas. Não se analisou a ZTA dos passes de enchimento e do passe
de raiz, devido à complexidade de microestruturas reveladas geradas pelos ciclos
térmicos dos passes subseqüentes. Este tipo de análise não está contido nos
objetivos gerais do trabalho.
As duas micrografias da mesma amostra analisada correspondem a uma
mesma região de sua ZTA com aumentos distintos, 100x e 200x. Optou-se por este
arranjo para se facilitar a comparação entre a ZTA das amostras analisadas.
Toda a análise da ZTA aqui desenvolvida levou em consideração apenas a
ZTA-AT por ser a que promove maiores alterações no balanceamento original entre
as frações volumétricas de austenita e ferrita.
Resultados e Discussão 65
Figura 4.6: Micrografias representativas da ZTA dos AID e AISD.
Observa-se claramente nas micrografias apresentadas que a ZTA do AID
3,9
possui a maior fração volumétrica de ferrita δ e a ZTA do AISD
5,5
a menor,
confirmando os resultados absolutos apresentados na tabela 4.3.
Resultados e Discussão 66
A diferença apresentada entre a microestrutura e quantidade de ferrita δ na
ZTA dos AID
3,9
, AID
7,1
, e AISD
5,5
apenas pode ser explicada através da
microestrutura encontrada no metal de base, mostrada na figura 4.5, e do ciclo
térmico a que esta região próxima à linha de fusão é submetida durante a operação
de soldagem. Ciclo térmico este composto por uma etapa de permanência acima da
temperatura solvus da ferrita δ e por uma etapa de resfriamento abaixo da
temperatura solvus.
Primeiramente, iniciaremos a comparação entre a ZTA do AID
3,9
e AID
7,1
.
Como observado na figura 4.5, a espessura média das placas de austenita no AID
3,9
é significativamente inferior ao do AID
7,1
. Desta maneira, o tempo acima da
temperatura solvus da ferrita δ foi suficiente para que as placas de menor espessura
de austenita da ZTA do AID
3,9
se dissolvessem completamente. Apenas as placas
de maior espessura, existentes em bem menor quantidade, não se dissolveram por
completo, como destacado em vermelho na micrografia com aumento de 100x
mostrada na figura 4.6. Obviamente as placas de menor espessura são muito mais
facilmente dissolvíveis. Nesta etapa, devido à pequena quantidade de austenita
remanescente, observou-se um crescimento dos grãos de ferrita, não observado nas
outras amostras.
Contrariamente ao observado na ZTA do AID
3,9
, como o metal de base do
AID
7,1
apresenta uma considerável quantidade de placas de austenita mais
espessas, o tempo acima da temperatura solvus da ferrita δ foi suficiente apenas
para sua dissolução parcial, como circundado em vermelho na micrografia do AID
7,1
com aumento de 200x mostrada na figura 4.6. A grande quantidade remanescente
de austenita nesta etapa do ciclo térmico impediu o crescimento acentuado dos
grãos de ferrita δ na ZTA do AID
7,1
(Atamert e King, 1992).
A reprecipitação da austenita na ZTA durante o resfriamento dependerá,
dentre outros fatores, como composição química, da velocidade de resfriamento à
qual esta região é submetida. Em se tratando do mesmo material, estes possuem
mesmas propriedades físicas. Assim, o modelo (Rosenthal, 1946) amplamente
utilizado para se predizer a velocidade de resfriamento de juntas soldadas pode ser
reduzido a uma relação direta do tipo V
resf.
∝ (e/AC)
2
, sendo V
resf.
a velocidade de
resfriamento, e a espessura do material e AC o aporte de calor. Levando-se em
consideração que a relação entre a espessura do AID
7,1
e do AID
3,9
é igual a 1,8 e
que a relação entre o aporte de calor médio aplicado (ver tabela 3.4) ao AID
7,1
Resultados e Discussão 67
(soldado por SMAW no passe de acabamento) e o aplicado ao AID
3,9
(totalmente
soldado por GTAW) é igual a 1,7, pode-se considerar que a velocidade de
resfriamento na ZTA das diferentes juntas soldadas é aproximadamente igual.
Assim, a diferença de morfologia e distribuição da austenita reprecipitada na ZTA
das juntas soldadas está mais relacionada com a quantidade relativa de austenita
dissolvida na etapa prévia.
Como grande quantidade de austenita se dissolveu na primeira etapa do ciclo
térmico na junta de AID
3,9
, o grande desbalanceamento da fração de austenita
gerado permitiu sua reprecipitação primeiramente nos contornos de grão δ – δ (CG)
e posteriormente, em menor intensidade, como austenita de Widmanstätten,
indicado pelas setas vermelhas na micrografia com aumento de 200x. Em
contrapartida, a pequena quantidade de austenita dissolvida na etapa anterior na
junta de AID
7,1
não gerou um grande desbalanceamento desta fase, propiciando a
sua reprecipitação em menor intensidade nos contornos de grão δ – δ e como de
Widmanstätten, indicado pelas setas vermelhas na micrografia com aumento de
200x. A precipitação nos contornos de grão δ – δ pode ser observada na mesma
micrografia como pequenas ilhas de austenita transversais na sua grande maioria
ligando as espessa placas de austenita não dissolvidas adjacentes.
O desenvolvimento da microestrutura observado na ZTA do AISD
5,5
durante o
ciclo térmico de soldagem é extremamente semelhante ao observado na ZTA do
AID
7,1
. Entretanto, como pode ser visto na figura 4.5, a espessura média das placas
de austenita no metal de base é significativamente superior, bem como sua fração
volumétrica, à do AID
7,1
. Assim, relativamente menor quantidade de austenita se
dissolveu e durante o resfriamento a precipitação foi preferencialmente no contorno
de grão δ – δ, como circundado em vermelho na micrografia com aumento de 200x.
A menor dissolução da austenita na ZTA do AISD, gerando uma maior fração
volumétrica desta fase comparada aos AID, pode ser também explicada analisando-
se o diagrama pseudobinário da figura 4.7. No diagrama apresentado, as ligas
representadas por SAF 2205 e SAF 2507 são os mesmos AID e AISD utilizados no
trabalho, respectivamente.
Resultados e Discussão 68
Figura 4.7: Diagrama pseudobinário Fe-[Cr/Ni]
eq
com indicação das ligas SAF
2205 (AID) e SAF 2507 (AISD) (Lippold, et al., 1991).
A partir do diagrama mostrado na figura 4.7, observa-se que a composição
química da liga SAF 2205 está situada numa região do diagrama de fases onde a
faixa de temperatura entre a linha solidus e solvus da ferrita δ é maior, gerando uma
ZTA mais ferrítica e extensa que a ZTA do SAF 2507 (Lippold, et al., 1991).
A determinação da extensão exata da ZTA de uma solda, principalmente
multipasse, é uma tarefa extremamente difícil. Assim, a delimitação da ZTA nas
micrografias apresentadas foi aproximada. De qualquer maneira, pode se perceber
que a extensão da ZTA da junta de AISD
5,5
é bem inferior a da junta de AID
3,9
, e com
dimensão comparável a ZTA da junta soldada de AID
7,1
.
4.3.3 - Metal de Solda
Devido à grande diversidade de microestruturas observadas no metal de
solda de todas as juntas analisadas, este item será subdividido para cada um dos
aços inoxidáveis estudados.
Ao longo de todo este item, será utilizada uma mesma simbologia para
representar as possíveis morfologias e localização da austenita. CG para a austenita
de contorno de grão, W para a austenita de Widmanstätten, e IG para a austenita
intragranular.
Resultados e Discussão 69
4.3.3.1 - AID
3,9
A junta de AID
3,9
foi completamente soldada pelo processo GTAW.
A figura 4.8 mostra micrografias representativas das microestruturas
observadas no passe de acabamento do AID
3,9
.
Figura 4.8: Micrografias representativas do passe de acabamento da junta
soldada de AID
3,9
.
Basicamente, o passe de acabamento, soldado pelo processo GTAW, é
composto por austenita de contorno de grão e de Widmanstätten, como pode ser
observado na figura. Algumas das partículas de austenita intragranulares
observadas provavelmente são austenitas de Widmanstätten seccionadas
transversalmente ao seu eixo longitudinal.
Interessante notar a grande concentração de ferrita δ no passe de
acabamento.
A figura 4.9 apresenta micrografias representativas das microestruturas
observadas no passe de raiz e de enchimento da junta soldada de AID
3,9
.
Resultados e Discussão 70
Figura 4.9: Micrografias representativas dos passes de raiz e enchimento da
junta soldada de AID
3,9
.
Nos passes de raiz e enchimento, todos executados pelo processo GTAW,
além da austenita de contorno de grão, observa-se uma maior quantidade de
austenita de Widmanstätten, comparado com o passe de acabamento.
Provavelmente a deposição de passes subseqüentes transferiu energia térmica aos
passes anteriores, necessária para o crescimento da austenita de Widmanstätten
previamente nucleada, aumentando sua quantidade relativa. De uma forma geral, o
teor de austenita é superior, porém nem tanto, ao encontrado no passe de
acabamento, possivelmente pelo mesmo motivo anterior.
Algumas das partículas de austenita intragranulares observadas na
micrografia (a) provavelmente são austenitas de Widmanstätten interceptadas
transversalmente ao seu eixo longitudinal.
A micrografia (b) mostra partículas de austenita de Widmanstätten mais
espessas e menores, morfologia esta bem distinta da observada na micrografia (a).
Também observa-se ilhas com alta concentração de austenita intragranular
extremamente finas. A austenita intragranular não foi muito observada nas outras
micrografias e foi apenas apresentada aqui a título de curiosidade.
4.3.3.2 - AID
7,1
A junta de AID
7,1
foi soldada nos passes de raiz pelo processo GTAW, e nos
passes de enchimento e acabamento pelo processo SMAW. Isto acarretou variações
microestruturais acentuadas entre o passe de raiz e os subseqüentes,
Resultados e Discussão 71
diferentemente do observado no metal de solda do AID
3,9
, onde o passe de raiz e
enchimento guardavam certa semelhança.
A figura 4.10 apresenta micrografias representativas das microestruturas
observadas nos passes de enchimento e acabamento da junta soldada de AID
7,1
.
Figura 4.10: Micrografias representativas dos passes de enchimento e
acabamento da junta soldada de AID
7,1
.
A microestrutura observada nos passes de enchimento e acabamento do
AID
7,1
é constituída basicamente de austenita de contorno de grão e de
Widmanstätten. Entretanto, nota-se uma quantidade consideravelmente superior de
austenita de Widmanstätten comparada à de contorno de grão.
A fração volumétrica de austenita evidenciada nos passes de enchimento e
acabamento é bem maior que a de ferrita δ. Explica-se tal fato pelo relativo alto
aporte de calor aplicado na soldagem destes passes pelo processo SMAW e pelo
considerável enriquecimento da poça de fusão por Ni, aproximadamente 4% em
peso maior que o metal de base, como pode ser visto ao se comparar o teor de Ni
do metal de base e do metal de solda nas tabelas 3.2 e 3.3 respectivamente. O alto
aporte de calor gera uma baixa velocidade de resfriamento, favorecendo a
transformação no estado sólido da ferrita δ em austenita. Entretanto, trabalho
publicado por Muthpandi et al. (2003) sugere que o enriquecimento de Ni é mais
efetivo no aumento do teor de austenita do que o aporte de calor.
A micrografia (b) mostra partículas de austenita de Widmanstätten mais
espessas e menores, diferentemente das observadas na micrografia (a).
A austenita de aspecto rendilhado mostrada na micrografia (a) e em menor
grau na micrografia (b) muito provavelmente corresponde à austenita de
Resultados e Discussão 72
Widmanstätten seccionada obliquamente ao seu eixo longitudinal. Esta se localiza
de maneira muito bem ordenada, não possuindo, assim, a aparência da austenita
intragranular. Apenas com objetivo de distinguir a austenita de Widmanstätten
citada, a figura 4.11 abaixo mostra uma grande quantidade de austenita
intragranular compreendida pelos grãos de austenita de contorno de grão. Note a
diferença morfológica e de ordenação desta com a anterior.
Figura 4.11: Exemplo de austenita intragranular. Passe de enchimento da junta
de AID
7,1
.
Apenas a micrografia da figura 4.11 das analisadas no passe de enchimento e
acabamento apresentou austenita intragranular.
Micrografias representativas do passe de raiz são apresentadas na figura
4.12.
Figura 4.12: Micrografias representativas do passe de raiz da junta soldada de
AID
7,1
.
Resultados e Discussão 73
A microestrutura observada no passe de raiz do AID
7,1
é composta por
austenita de contorno de grão, de Widmanstätten, e notadamente por uma
considerável quantidade de austenita intragranular, como pode ser visto nas
micrografias. Praticamente em todas as micrografias analisadas do passe de raiz é
possível a identificação de regiões concentradas em austenita intragranular. Mais
comumente bem finas, como mostrado em (a), e em menor grau um pouco mais
grosseiras, como mostrado na micrografia (b). Além disso, a fração volumétrica de
austenita no passe de raiz é bem menor que a observada nos passes de enchimento
e acabamento.
A menor quantidade de austenita observada no passe de raiz, comparada
com os passes subseqüentes, provavelmente está relacionada com o processo de
soldagem, GTAW, utilizado na sua execução. A alta velocidade de resfriamento
produzido pelo baixo aporte de calor utilizado possivelmente foi o responsável pela
menor fração de austenita.
Altas velocidades de resfriamento aumentam a tendência de precipitação de
austenita intragranular (Muthupandi et al., 2003). O passe de raiz da junta de AID
7,1
e a junta soldada de AID
3,9
foram confeccionados pelo mesmo processo de
soldagem. Entretanto, foi observado no passe de raiz do AID
7,1
muito maior
quantidade de austenita intragranular. Este fato é explicado pela maior velocidade
de resfriamento experimentada no passe de raiz do AID
7,1
devido a sua maior
espessura.
4.3.3.3 - AISD
5,5
A junta de AISD
5,5
foi soldada pelo processo GTAW no passe de raiz e pelo
processo SMAW nos passes de enchimento e acabamento. Primeiramente serão
apresentadas micrografias do passe de enchimento e acabamento e posteriormente
micrografias representativas do passe de raiz.
A figura 4.13 mostra micrografias representativas das microestruturas
observadas nos passes de enchimento e acabamento do AISD
5,5
.
Resultados e Discussão 74
Figura 4.13: Micrografias representativas dos passes de enchimento e
acabamento da junta soldada de AISD
5,5
.
A microestrutura observada nos passes de enchimento e acabamento do
AISD
5,5
consiste de austenita de contorno de grão e austenita de Widmanstätten. A
austenita de Widmanstätten está presente em muito maior quantidade que a
austenita de contorno de grão, como pode ser visto nas micrografias, e austenita
intragranular praticamente não foi observada.
A fração de austenita total é claramente muito superior à presente no metal de
solda de todas as juntas examinadas anteriormente.
O principal motivo para a alta concentração de austenita, principalmente de
Widmanstätten, e ausência de austenita intragranular nos passes de enchimento e
acabamento do AISD
5,5
está na sua composição química. O alto teor de Ni e N do
metal de base e do metal de adição é responsável pelo deslocamento do equilíbrio
termodinâmico para maiores frações de austenita, bem como aumentam a
temperatura solvus da δ. Com o aumento da temperatura solvus da δ, a precipitação
da austenita inicia-se em temperaturas mais elevadas, acarretando em uma maior
quantidade de austenita de Widmanstätten e menor de austenita intragranular
(Svensson e Gretoft, 1986).
A figura 4.14 apresenta micrografias representativas das microestruturas
observadas no passe de raiz da junta soldada de AISD
5,5
.
Resultados e Discussão 75
Figura 4.14: Micrografias representativas do passe de raiz da junta soldada de
AISD
5,5
.
A microestrutura observada no passe de raiz é extremamente semelhante à
dos passes de enchimento e acabemento. Grande quantidade de austenita de
Widmanstätten e praticamente ausência de austenita intragranular. Os motivos para
a microestrutura encontrada são os mesmos explicitados para a microestrutura dos
passes de enchimento e acabamento, enriquecimento de Ni e N na possa de fusão.
Nota-se, como pode ser observada nas micrografias, uma ligeira diminuição
na fração volumétrica de austenita comparada aos passes de enchimento e
acabamento. Isto se deve ao menor aporte de calor aplicado na execução do passe
de raiz pelo processo GTAW, gerando uma maior velocidade de resfriamento.
4.4 - Teste de Corrosão
Foram realizados testes de corrosão segundo a norma ASTM G48-03,
método A no metal de base e nas juntas soldadas.
As dimensões das amostras foram as recomendadas pela norma, 25x50 mm.
Para o caso das juntas soldadas, o cordão de solda foi posicionado
longitudinalmente à amostra e aproximadamente no seu centro, com o objetivo de se
promover uma maior exposição da solda e ZTA ao ambiente corrosivo.
4.4.1 – Metal de Base
A tabela 4.4 apresenta os resultados obtidos no teste de corrosão do metal de
base utilizado na confecção das juntas soldadas.
Resultados e Discussão 76
Tabela 4.4: Compilação dos resultados do teste de corrosão no metal de base.
MATERIAL
PERDA DE
MASSA/ÁREA
(g/m
2
)
MÉDIA
(g/m
2
)
1,3
AID
0,4
0,9 ± 0,4
0,2
AISD
0,2
0,2 ± 0,0
Observa-se que as perdas de massa por área dos materiais utilizados como
metal de base são bem inferiores ao especificado pela norma como critério de
aceitação, 4,0g/m
2
máximo.
Considerando-se a média dos resultados obtidos para cada um dos materiais
testados, constata-se que a perda de massa por área do AISD (0,2 g/m
2
) foi, como
esperado, significativamente inferior à do AID (0,9 g/m
2
). Isto se deve aos maiores
teores de Cr, Mo e N no AISD, elementos estes responsáveis pela resistência à
corrosão por pites em meio contendo cloretos.
A figura 4.15 mostra fotografias das faces interna e externa de cada um dos
tubos, metais de base, testados.
Figura 4.15: Fotografias dos metais de base, AID e AISD, após o teste de
corrosão.
Resultados e Discussão 77
Evidencia-se, a partir das fotografias, a ausência de pites em cada uma das
faces dos metais de base.
4.4.2 - Juntas Soldadas
A tabela 4.5 a seguir apresenta os resultados obtidos de perda de massa por
área nas juntas soldadas de AID e AISD.
Tabela 4.5: Compilação dos resultados de perda de massa por área da junta
soldada.
JUNTA
SOLDADA
PERDA DE
MASSA/ÁREA
(g/m
2
)
MÉDIA
(g/m
2
)
38,4
AID
3,9
51,4
44,9 ± 6,5
55,3
AID
7,1
52,5
53,9 ± 1,4
2,8
AISD
5,5
0,5
1,6 ± 1,2
Como pode ser observado, os resultados de perda de massa por área das
juntas soldadas de aço inoxidável duplex foram muito superiores ao máximo
especificado pela norma, 4,0g/m
2
máximo. Além disso, os resultados obtidos pelas
juntas de AID
3,9
e AID
7,1
foram significativamente semelhantes, considerando-se a
média e erro padrão. Apenas as juntas soldadas de AISD
5,5
foram aprovadas,
segundo critério de aceitação da norma ET-200.03 apêndice 16.
A figura 4.16 apresenta algumas fotografias representativas das amostras de
AID
3,9
, AID
7,1
e AISD
5,5
testados. As setas vermelhas indicam pites observados no
metal de solda e os círculos indicam pites observados na ZTA.
Resultados e Discussão 78
Figura 4.16: Fotografias representativas das juntas soldadas após o teste de
corrosão.
Vários pites, com tamanhos e profundidades diversas, foram observados no
metal de solda e na ZTA das amostras de AID
3,9
e AID
7,1
, tanto no passe de raiz
quanto nos de acabamento. De uma forma geral, observou-se uma maior
concentração de pites no passe de raiz das amostras de AID
3,9
e AID
7,1
.
Especificamente nas amostras de AID
7,1
, a grande maioria dos pites observados no
passe de acabamento se encontravam na sua ZTA. Não foi evidenciada nenhuma
ocorrência de pites nas amostras de AISD.
Como os resultados obtidos no ensaio de dureza não sugerem uma intensa
precipitação de intemetálicos, nitretos ou carbonetos, as perdas de massa
consideráveis das juntas soldadas de AID
3,9
e AID
7,1
provavelmente são explicadas
Resultados e Discussão 79
pelo alto teor de ferrita δ observado, em especial na ZTA. Em contrapartida, os
resultados satisfatórios obtidos no AISD
5,5
estão relacionados com a considerável
fração volumétrica de austenita na solda e ZTA, como pode ser visto na tabela 4.3. A
composição química do metal de base e do metal de adição utilizado na soldagem
do AISD
5,5
, ricos em Cr, Mo, W e N, deve ter desempenhado importante papel na
excelente resistência à corrosão observada. Estes elementos são responsáveis pela
resistência à corrosão por pites em meio contendo cloretos.
Vale chamar a atenção para um fenômeno observado em quase todas as
amostras de AID testadas. Quando retiradas da imersão de cloreto férrico diluída,
alguns dos pites mostrados na figura 4.16 não estavam aparentes, somente sendo
descobertos após o escovamento ou limpeza por ultra-som. Esta ocorrência
demonstra que, nestes locais, o ataque preferencial da solução corrosiva foi nas
regiões mais internas do cordão de solda, não em contato direto com a solução.
Assim, provavelmente micropites superficiais, não visíveis a olho nu, permitiram a
passagem da solução até as regiões mais internas atacando-as agressivamente.
4.5 - Correlação de Resultados
Neste item serão correlacionados os resultados obtidos no teste de impacto
Charpy V, na contagem de ferrita δ, e de resistência à corrosão por pites em meio
contendo cloreto. Em alguns momentos, as explicações dadas poderão ser
complementadas por observações relativas às microestruturas apresentadas no item
4.3.
A figura 4.17 apresenta a variação da média de energia absorvida obtido no
teste de impacto Charpy V nos AID e AISD, bem como ao longo de suas juntas
soldadas.
Como o teste de impacto na junta de AID
3,9
foi realizado a partir de um corpo-
de-prova sub-size 5x2,5mm e nas juntas de AID
7,1
e AISD
5,5
a partir de um corpo-de-
prova sub-size 5x5mm, seus valores obtidos foram convertidos para serem
comparáveis aos valores obtidos nas outras juntas. Esta conversão consistiu na
multiplicação de seus valores originais por 2,54, sendo este gerado pela divisão do
mínimo especificado para a amostra sub-size de 5x5mm (18J) pelo mínimo
especificado para a amostra sub-size de 5x2,5mm (7J). Apesar do conhecimento
Resultados e Discussão 80
que esta conversão não produz resultados exatos, foi o escolhido pela ausência de
artigos que tratassem deste assunto para o material em questão.
Figura 4.17: Perfil da energia média absorvida no teste de impacto das juntas
soldadas. Note que os valores obtidos na junta de AID
3,9
foram convertidos.
Como já mencionado, a queda observada nos valores de energia absorvida
de todas as juntas soldadas, do metal de base para o centro da solda, é
normalmente reportada na bibliografia, como, por exemplo, por Tavares, S.S.M. et
al. (2007).
Nota-se que a tenacidade do metal de solda e a obtida na linha de fusão da
junta de AID
3,9
é bem superior à tenacidade obtida nas regiões correspondentes das
outras juntas soldadas. Os valores foram superiores, ainda que a fração volumétrica
de ferrita δ no metal de solda tenha sido a maior comparada às outras juntas, como
pode ser visto na figura 4.18. Esse resultado pode ser atribuído ao processo de
soldagem, GTAW, executado na sua confecção. Segundo Ericsson et al., 2003, o
processo de soldagem GTAW produz soldas com valores de tenacidade superior às
soldas executadas por SMAW ou por arco submerso (SAW - submerged arc
welding).
Resultados e Discussão 81
Figura 4.18: Variação da fração de ferrita δ ao longo das regiões analisadas.
Como pode ser visto na figura 4.18, a fração volumétrica de ferrita δ no metal
de base utilizado na confecção das juntas de AID
3,9
e AID
7,1
é bem superior à
observada no metal de base do AISD
5,5
. Assim, a melhor tenacidade ao impacto do
metal de base do AID
7,1
e em especial do AID
3,9
, provavelmente está relacionada a
sua microestrutura mais refinada como pode ser revisto na figura 4.5.
A figura 4.19 apresenta um gráfico reunindo as perdas de massa sofridas por
todas as juntas soldadas.
Figura 4.19: Resultados do teste de corrosão.
Resultados e Discussão 82
Como os resultados de dureza e impacto Charpy V não sugerem precipitação
intensa de intermetálicos, os resultados insatisfatórios de resistência à corrosão por
pites em meio contendo cloretos, refletidos nas altas perdas de massa por área, das
juntas soldadas de AID
3,9
e AID
7,1
mostrados na figura 4.19, relacionam-se com o
baixo teor de austenita no metal de solda e principalmente na ZTA, como visto na
figura 4.18. Em contrapartida, o resultado satisfatório de resistência à corrosão da
junta soldada de AISD
5,5
, refletido pela reduzida perda de massa por área, é
atribuído à alta fração volumétrica de austenita e composição química da solda.
Conclusões
83
CAPÍTULO 5 – CONCLUSÕES
O presente trabalho de avaliação dos diferentes procedimentos de soldagem em
campo aplicados aos aços inoxidáveis duplex SAF 2205 (UNS S31803 / S32205) e
superduplex SAF 2507 (UNS S32750) permitiu as seguintes conclusões:
1. Os procedimentos de soldagem adotados geraram juntas soldadas de AID e
AISD com resultados de ensaios não destrutivos e propriedades mecânicas
adequados ao apêndice 16 da norma ET-200.03.
2. Os resultados obtidos no ensaio de dureza e tenacidade ao impacto não
sugerem a intensa precipitação de intermetálicos, nitretos ou carbonetos.
3. Mesmo contendo considerável teor de ferrita δ na solda e ZTA, a junta
soldada de AID com espessura de 3,9mm foi a que apresentou maiores
resultados de tenacidade ao impacto. Este resultado foi atribuído ao processo
de soldagem GTAW utilizado na confecção da junta.
4. As juntas soldadas de AID com espessuras de 3,9 e 7,1mm obtiveram
considerável perda de massa por área no teste de corrosão por pites em meio
contendo cloretos, sendo este resultado atribuído ao alto teor de ferrita δ na
solda e especialmente na ZTA. Estas juntas não foram aprovadas no teste de
corrosão realizado conforme a norma ASTM G48-03, método A e segundo
critérios de aprovação do apêndice 16 da norma ET-200.03.
5. A resistência à corrosão por pites em meio contendo cloretos obtida, refletida
na baixa perda massa por área, na junta soldada de AISD com espessura de
5,5mm foi extremamente satisfatória devido ao alto teor de austenita na solda
e ZTA e composição química da solda enriquecida em Cr, Mo, W e N.
6. A junta soldada de AISD com 5,5mm de espessura foi a única a ser aprovada
em todos os testes requeridos pelo apêndice 16 da norma ET-200-03.
Sugestões
84
CAPÍTULO 6 – SUGESTÕES
Sugere-se como complementação ao objetivo principal do trabalho:
1. Realização de difração de Raios-X nas juntas soldadas para a possível
identificação e quantificação de precipitados intermetálicos a fim de se
confirmar os resultados de dureza e tenacidade ao impacto obtidos.
2. Soldagem dos AID com metal de adição utilizado na confecção das juntas de
AISD.
3. Soldagem dos AID pelo processo GTAW com gás de purga e proteção
enriquecidos em N
2
.
4. Soldagem do passe de raiz das juntas de AID através da técnica de passe
frio. Esta técnica consiste na execução do passe de raiz com alto aporte de
calor seguido por baixo aporte de calor no passe subseqüente.
Referências Bibliográficas
85
CAPÍTULO 7 – REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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