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UNIVERSIDADE FEDERAL DE CAMPINA GRANDE
CENTRO DE CIÊNCIAS E TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS GRADUAÇÃO EM
ENGENHARIA DE PROCESSOS
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Campina Grande - Paraíba
Dezembro de 2005
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D. M. Almeida
Tese de Doutorado
ii
FICHA CATALOGRÁFICA ELABORADA PELA BIBLIOTECA CENTRAL DA UFCG
A447e
2005 Almeida, Daisy Martins de.
Estudo do ZTA de aços API X80 para tubulações através de ensaio
de emissão acústica e teste de implante / Daisy Martins de Almeida.─
Campina Grande, 2005.
120f.: il.
Tese (Doutorado em Engenharia de Processos) - Universidade
Federal de Campina Grande, Centro de Ciência e Tecnologia.
Referências.
Orientadores: Dr. Theophilo Moura Maciel e Dr. Alexandre
Queiroz Bracarense.
1. Soldagem. 2. Tubulação. 3. Aços API. 4. Emissão
Acústica. 5. Teste de Implante I. Título.
CDU 621.791
ads:
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
iii
UNIVERSIDADE FEDERAL DE CAMPINA GRANDE
CENTRO DE CIÊNCIAS E TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS GRADUAÇÃO EM
ENGENHARIA DE PROCESSOS
Área de Concentração:MATERIAIS
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Tese de Doutorado apresentada à Coordenação
do Curso de Doutorado em Engenharia de
Processos da Universidade Federal de Campina
Grande como parte dos requisitos exigidos para
a obtenção do Título de Doutor em Engenharia
de Processos
Autora
Daisy Martins de Almeida
Bacharel em Física – DFÍSICA/ICEX/UFMG, 1983
Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Minas – EEUFMG, 1988
Orientadores
Prof. Dr. Theophilo Moura Maciel
Prof. Dr. Alexandre Queiroz Bracarense
Campina Grande – Dezembro de 2005
D. M. Almeida
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Banca Examinadora
Tese de Doutorado aprovada em 20 de dezembro de 2005, pela banca
examinadora constituída pelos professores:
Prof. Dr. THEOPHILO MOURA MACIEL
Orientador - UAEM/UFCG
Prof. Dr. ALEXANDRE QUEIROZ BRACARENSE
Orientador - DEMEC/UFMG
Prof. Dr. AMÉRICO SCOTTI
Examinador Externo – FEM/UFU
Prof. Dr. JESUALDO PEREIRA FARIAS
Examinador Externo – CT/UFC
Prof. Dr. R
ICARDO CABRAL
Examinador Externo - UAEM/UFCG
Prof. Dr. M
ARCO ANTÔNIO DOS SANTOS
Examinador Interno - UAEM/UFCG
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
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Este exemplar corresponde à versão final da
Tese de Doutorado em Engenharia de
Processos, defendida por D
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20 de dezembro de 2005.
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Orientador - UAEM/UFCG
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
vi
“Peço de coração que as coisas que aqui
deixo sejam lidas com indulgência
e que meus defeitos, num campo tão difícil,
não sejam tanto procurados com vistas à censura,
como com a finalidade de serem
remediados pelos novos esforços dos leitores.”
I
SAAC NEWTON
(Philosophiae NaturalisPrincipia Mathematica
Prefácio ao Leitor)
D. M. Almeida
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PUBLICAÇÕES
Anais do XXVII CONSOLDA – Congresso Nacional de Soldagem - 2001
ESTUDO DA SOLDABILIDADE DO AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA BAIXA LIGA API
5L X60
Maciel, T. M.,
. Almeida, D. M,
Agra, J. B. C., Eufrazino, Jr F. A.
Anais do SULMAT2002 – Congresso em Ciência de Materiais do Mercosul – 2002
EFEITO DA MICROESTRUTURA SOBRE AS PROPRIEDADES MECÂNICAS DE
JUNTAS SOLDADAS DE AÇO API 5L X60 SUBMETIDAS A DIFERENTES
CONDIÇÕES DE TTAT
Daisy M. Almeida,
Theophilo M. Maciel, Alexandre Q Bracarense, João. B. C Agra
Anais do XV CBECIMAT-Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciências dos Matérias –
2002
EFEITO DO PÓS AQUECIMENTO NA MICROESTRUTURA DAS VIZINHANÇAS DA
ZTA DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇOS API
Almeida, D. M, Maciel, T. M., Bracarense, A. Q.
Anais do XXX CONSOLDA – Congresso Nacional de Soldagem - 2004
ESTUDO COMPARATIVO DA FRATURA NA ZTA DE AÇOS API BAINÍTICOS E
PERLÍTICOS APÓS TESTE DE IMPLANTE
Almeida, D. M, Maciel, T. M., Bracarense, A. Q.
Soldagem & Inspeção vol.9 n°4 dez 2004 (ISSN 0104-9224)
ESTUDO COMPARATIVO DA FRATURA NA ZTA DE AÇOS API BAINÍTICOS E
PERLÍTICOS APÓS TESTE DE IMPLANTE
Almeida, D. M, Maciel, T. M., Bracarense, A. Q.
Anais do 7º CONGRESSO IBEROAMERICANO DE ENGENHARIA MECANICA - 2005
O USO DE EMISSÃO ACÚSTICA PARA CARACTERIZAR DANOS NA ZTA DE AÇOS
ULCB
Almeida, D. M. , Maia, N. S., Bracarense, A. Q., Medeiros,
E. B., Maciel T. M., Santos, M.
A.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
x
Anais do 18th International Congress of Mechanical Engineering 2005
THE USE OF ACOUSTIC EMISSION IN THE CHARACTERIZATION OF STEEL
PIPELINE DAMAGE
Almeida, D. M., Maia, N. S., Bracarense, A. Q., Medeiros, E. B., Maciel, T. M., Santos, M.
A.
Anais do XXXI CONSOLDA – Congresso Nacional de Soldagem - 2005
UTILIZAÇÃO DA EMISSÃO ACÚSTICA PARA O ESTUDO DE FRATURA NA ZTA DE
AÇOS PARA TUBULAÇÕES
Almeida, D. M., Maia, N. S., Bracarense, A. Q., Medeiros,
E. B., Maciel T. M.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xi
RESUMO
O desenvolvimento de novos aços de Alta Resistência e Baixa Liga para tubulações
considera requisitos de resistência mecânica e tenacidade cada vez mais severos. O
atendimento às exigências de mercado conduziu à supressão de tratamentos térmicos e
melhor soldabilidade do produto. A melhoria da soldabilidade exige a minimização do
teor de carbono do material, esses novos aços precisam dispor de mecanismos de
endurecimento que dispensem a presença desse elemento. Uma das alternativas mais
viáveis é o aço bainítico com teor de carbono ultra baixo onde os mecanismos de
endurecimento envolvem grandes densidades de deslocações, presença de elementos
substitucionais e microestruturas mistas de bainita globular e ferrita. Para o estudo da
ZTA deste tipo de aço foram realizados testes de implante de pinos acompanhados por
análise de microestrutura, análise de fratura e análise de sinais de emissão acústica. A
comparação dos resultados com os de um aço convencional perlítico indica uma boa
soldabilidade dos aços bainíticos.
Palavras Chave: Emissão Acústica, Aços Bainíticos de Carbono Ultra-Baixo, Aços API,
Ensaio de Implante
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xii
ABSTRACT
The development of new High Strength Low Aloy pipeline steels considers more severe
mechanical stresses requirements and toughness. The employ necessities led to thermal
treatments suppression and superior weldability. The weldability improvement demands
lower carbon contends so those new steels need hardening mechanisms that use a
carbon smaller amount. One of the viable alternatives is the ultra-low carbon bainitics
steels – ULCB, where the hardening mechanisms involve large dislocations densities,
substitutional elements presence and globular bainite and ferrite mixed microstructures.
To the HAZ ULCB study implant tests, microstructure analyses, fracture analyses and
acoustic emission analyses were done. The results relationship with a conventional
perlitic steel indicates superior weldability for bainític steel.
Key Words: Acoustic Emission, ULCB Steels, API Steels, Implant Test.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xiii
ÍNDICE GERAL
Tópico Página
Agradecimentos . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . vii
Publicações. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . ix
Resumo . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. .. . xi
Abstract . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . xii
Índice Geral. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . xiii
Índice de Figuras . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . xvi
Índice de Tabelas . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . xix
Abreviaturas, Símbolos e Siglas . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . xx
1 - INTRODUÇÃO. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
1
1.1 - Introdução. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
1
1.2 - Objetivos. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
2
2 - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
4
2.1 - Aços de Alta Resistência e Baixa Liga – Histórico. . . . . . . . . . . .
. . .
4
2.2 - Aços para Tubulações. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
6
2.2.1 - Parâmetros Construcionais. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
8
2.2.2 - Composição Química. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
9
2.2.3 - Microestrutura. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
14
2.3 - Aços Bainíticos de Carbono Ultra Baixo. . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
16
2.3.1 - Relação Microestrutura e Propriedades. . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
19
2.4 - Soldabilidade dos ARBL. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
20
2.4.1 - A Zona Termicamente Afetada – ZTA. . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
23
2.4.2 - O Metal de Solda-MS. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
31
2.5 - Emissão Acústica. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
34
2.5.1 - Fatores metalúrgicos associados à atividade de EA dos metais . . . .
. . .
38
2.5.1.1 - Movimento de Deslocações. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
38
2.5.1.2 - Heterogeneidade da Microestrutura. . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
40
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xiv
2.5.1.3 - Efeito do tamanho de grão. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
40
2.5.1.4 - Presença do Entalhe. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
41
2.5.2 - Critérios de Análise dos Resultados. . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
41
2.6 - Ensaio de Implante. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
42
3 - MATERIAIS E PROCEDIMENTOS. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
44
3.1 - Materiais. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 44
3.2 - Procedimentos. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 46
3.2.1 - Soldagem por Eletrodo Revestido. . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 46
3.2.1.1 - A Soldagem dos Tubos de Aço Bainítico. . . . . . . . . . . . . . .
. . 47
3.2.1.2 - A Soldagem das Placas de Aço Perlítico. . . . . . . . . . . . . . .
. . 48
3.2.2 - Ensaio de Tração. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 49
3.2.3 - Teste de Implante. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 50
3.2.4 - Ciclo Térmico da Soldagem. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 54
3.2.5 - O Ensaio de Microdureza. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 55
3.2.6 - O Ensaio de Emissão Acústica. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 55
3.2.7 - Análise Metalográfica. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 57
3.2.8 - Análise de Fratura. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 58
4 - RESULTADOS. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 59
4.1 - Aço Bainítico – X80. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 59
4.1.1 - Observação da Junta Soldada – X80. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 59
4.1.2 - Ensaios de Tração – X80. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 60
4.1.3 - Ensaio de Implante – X80. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 67
4.2 - Aço Perlítico – U70. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 78
4.2.1 - Observação da Junta Soldada –U70. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 78
4.2.2 - Ensaios de Tração – U70. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 79
4.2.3 - Ensaio de Implante – U70. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 85
5 - DISCUSSÃO. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 95
5.1 - Aço Bainítico. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 95
5.1.1 - Características Iniciais – X80. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 95
5.1.2 - Estudo do comportamento à fratura da ZTA – X80. . . . . . . . . . . . . . 99
5.2 - Aço Perlítico. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 104
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xv
5.2.1 - Características Iniciais – U70. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 104
5.2.2 - Estudo do comportamento à fratura da ZTA – U70. . . . . . . . . . .
. . 106
5.3 - Comparação entre o Aço Bainítico e o Perlítico. . . . . . . . . . . . .
. . 110
6 - CONSIDERAÇÕES FINAIS. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 112
6.1 - Conclusões. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 112
6.2 - Sugestões para Trabalhos Futuros. . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 113
7 - REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS. . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 114
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xvi
ÍNDICE DE FIGURAS
Tópico Página
Figura 2.1 - Produto de solubilidade de carbonetos e nitretos. . . . . . . . . . .
. . 11
Figura 2.2 - Potencial de precipitação em relação a alguns elementos
microligantes. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. .
. . 13
Figura 2.3 - Ilustração esquemática do ciclo térmico no Processamento
Termomecânico Controlado — TMCP e as mudanças microestruturais . .
. .
. . 15
Figura 2.4 - Microestrutura e Propriedades Mecânicas. . . . . . . . . . . . . . .
. . 16
Figura 2.5 - Várias regiões da ZTA de um cordão único de solda de um aço
0,15%peso de C . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. .
. . 25
Figura 2.6 - Distribuição de dureza Vickers de acordo com a macrografia da seção
transversal da junta soldada. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . . .
. . 26
Figura 2.7 - Micrografia óptica correspondente às zonas da ZTA indicadas na
Figura 2.6. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . .
. . 27
Figura 2.8 - Ilustração esquemática do efeito da soldagem multi-passe na
microestrutura. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. .
. . 28
Figura 2.9 - Micrografia óptica de uma junta soldada multi-passe de API 5L X80
soldada pelo processo de eletrodo revestido. . . . . . . . . . . . . . .
. . . .
. . 29
Figura 2.10 - Microestrutura do MS mostrando os vários constituintes
microestruturais. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. .
. . 33
Figura 2.11 - Princípio Básico do Método de EA. . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 35
Figura 2.12 - Sinais Típicos de EA. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 36
Figura 2.13 - Sinal de emissão acústica e seus principais parâmetros. . . . . . .
. . 36
Figura 2.14 - Escala do processo de fontes de EA. . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 38
Figura 2.15 - Correlação de resultados obtidos em um ensaio de tração de um corpo
de prova em aço ARMCO (Taxa de deformação plástica / Contagem de EA /
Tensão Aplicada) x Tempo do ensaio. . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . . .
. . 39
Figura 2.16 - Correlação entre um ensaio de tração de uma liga de alumínio 5083 e
a atividade acústica. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . . .
. . 40
Figura 2.17 - Esquema do Ensaio de Implante e suas aplicações. . . . . . . . . .
. . 43
Figura 3.1 - Microestrutura original do aço bainítico. . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 45
Figura 3.2 - Microestrutura original do aço perlítico. . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 46
Figura 3.3 - Dimensionamento e fotos de corpo de prova de X80 preparado para
. . 47
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xvii
soldagem. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
Figura 3.4 - Dimensionamento dos CPs de soldagem do API X70. . . . . . . . .
. . 48
Figura 3.5 - Corpo de prova de tração. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 50
Figura 3.6 - Diagramas dos pinos de Implante. . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 51
Figura 3.7 - Fotos de pinos de implante. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 51
Figura 3.8 - Soldagem dos pinos de implante. . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . 52
Figura 3.9 - Amostra padrão preparada
. . 52
Figura 3.10 -
Equipamento de teste de implante. . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . 53
Figura 3.11 - Detalhe da célula de carga. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . 53
Figura 3.12 - Pino de implante com termopar. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . 54
Figura 3.13 - Representação esquemática dos ensaios de microdureza . . . . . .
. . . 55
Figura 3.14 - Equipamento para ensaio de emissão acústica, com acessórios
utilizados. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. .
. . . 56
Figura 3.15 - Diagrama de teste de tração acompanhado por EA
. . . 56
Figura 3.16 -
Fotos dos sensores de EA. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . 57
Figura 3.17 - Diagrama de amostra metalográfica de um pino fraturado . . . . .
. . . 58
Figura 4.1 - Montagem de macrografias da junta soldada do aço bainítico - 10x de
aumento. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . . .
. . . 59
Figura 4.2 - Perfil de dureza da unta soldada do X80 e exemplos de
microestruturas. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. .
. . . 59
Figura 4.3 - Curvas Tensão x Deformação para as amostras do aço bainítico. . . .
. . . 60
Figura 4.4 - Curvas Tensão x Deformação para as amostras do aço bainítico
excluído o 1
o
ciclo de carregamento do cp X80-3-Tr. . . . . . . . . . . . . . .
. . . 61
Figura 4.5 - CPs de tração fraturados - X80. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . 61
Figura 4.6 - Fotos das superfícies de fratura dos cps de tração – X80 . . . . . .
. . . 62
Figura 4.7 - Imagens de fratura do cp X802-Tr por MEV. . . . . . . . . . . . . . .
. . . 62
Figura 4.8 - Comportamento dos sinais de emissão acústica parâmetros limiar
sonoro (“threshold”) e freqüência média (“AVGFREQ”) para o aço bainítico (X80)
durante o ensaio de tração. . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . . . . .
. . . 63
Figura 4.9 - Comportamento dos sinais de EA durante o ensaio de tração,
parâmetros amplitude, contagem, energia para o aço bainítico (cp X802-Tr). . . .
. . . 65
Figura 4.10 - Comportamento dos sinais de EA Contagem x Amplitude para o aço
bainítico (X80) durante o ensaio de tração. . . . . . . . . . . . . . . .
. . . .
. . . 66
Figura 4.11 - Ensaio de tração monitorado por EA – cp X803 Tr. A reta tracejada em
azul indica o escoamento. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . . . . .
. . . 67
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xviii
Figura 4.12 - Curvas Tensão x Tempo no ensaio de implante – aço bainítico. . . .
. . . 67
Figura 4.13 - Fotos de CPs de aço bainítico fraturados em ensaio de implante –
soldagem MC. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . .
. . . 68
Figura 4.14 - Fotos de CPs de aço bainítico fraturados em ensaio de implante –
soldagem FC. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . .
. . . 69
Figura 4.15 - Imagens típicas da fratura de um pino de implante de aço bainítico. . .
. . . 70
Figura 4.16 - Macrografia típica e detalhes da microestrutura das soldas de pinos de
implante bainíticos. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . . .
. . . 71
Figura 4.17 - Curva de temperatura de pico na ponta do termopar x tempo . . . .
. . . 72
Figura 4.18 - Curva de temperatura de pico – Equação modificada de
Rosenthal
. . . 72
Figura 4.19 - Perfil de Microdureza do aço bainítico. . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . 73
Figura 4.20 - Seqüência da microestrutura do aço bainítico da vizinhança da fratura
até o MB. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . .
. . . 74
Figura 4.21 - Curvas Tensão x Tempo ensaios de implante monitoradas por EA –
aço bainítico. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . .
. . . 75
Figura 4.22 - Comportamento dos sinais de EA parâmetros amplitude, energia,
contagem, limiar sonoro (“threshold”), freqüência média (“AVGFREQ”) e
amplitude x contagem para o aço bainítico durante o ensaio de implante. . . . . .
. . . 77
Figura 4.23 - Montagem de macrografias da junta soldada do aço perlítico - 15x de
aumento. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . .
. . . 78
Figura 4.24 - Microestruturas típicas da ZTA de junta soldada multipasse da ZTA
intercítica ao limite ZTA/MB - do aço U70
. . . . . . . . . . . . . .
. . . 79
Figura 4.25 -
Curvas Tensão x Deformação para as amostras do aço perlítico. . . .
. . . 80
Figura 4.26 - CPs de tração fraturados – U70. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . 81
Figura 4.27 - Fotos das superfícies de fratura dos cps de tração – U70 . . . . . .
. . . 81
Figura 4.28 - Imagens de fratura do cp U2-Tr por MEV. . . . . . . . . . . . . . . .
. . . 82
Figura 4.29 - Comportamento dos sinais de emissão acústica parâmetros limiar
sonoro (“threshold”) e freqüência média (“AVGFREQ”) para o aço perlítico (U70)
durante o ensaio de tração. . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . . . . .
. . . 83
Figura 4.30 - Comportamento dos sinais de EA durante o ensaio de tração,
parâmetros amplitude, contagem, energia para o aço perlítico (cp U2-Tr). .
. .
. . . 84
Figura 4.31 - Comportamento dos sinais de EA Contagem x Amplitude para o aço
perlítico (U70) durante o ensaio de tração. . . . . . . . . . . . . . . .
. . . .
. . . 85
Figura 4.32 - Curvas Tensão x Tempo no ensaio de implante – aço perlítico. . . .
. . . 85
Figura 4.33 - Fotos de CPs de fraturados em ensaio de implante – soldagem MC. .
. . . 86
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xix
ÍNDICE DE TABELAS
Tópico Página
Tabela 2.1 - Fatores que influem na detecção de EA . . . . . . . . . . . . . . . 37
Tabela 2.2 - Critério de classificação de fontes de EA em função do número
de eventos e da energia liberada . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 42
Tabela 2.3 - Classificação das Fontes . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 42
Tabela 3.1 - Composições Químicas . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 46
Tabela 3.2 - Especificação de Procedimentos de Soldagem - X80 . . . . . . . . . 48
Tabela 3.3 - Especificação de Procedimento de Soldagem - U70 . . . . . . . . . . 49
Tabela 3.4 - Especificação do Procedimento de Soldagem dos pinos de
implante . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 52
Tabela 4.1 - Valores Médios das Propriedades Mecânicas à Tração –X80 . . . . . 57
Tabela 4.2 - Valores médios de Tensão Máxima no Implante – aço bainítico . . . . 65
Tabela 4.3 - Valores Médios das Propriedades Mecânicas à Tração –U70 . . . . . 77
Tabela 4.4 - Valores médios de Tensão Máxima no Implante – aço perlítico . . . . 83
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xx
ABREVIATURAS, SÍMBOLOS E SIGLAS
γ -
Austenita
α -
Ferrita
ρ
-
Densidade
ΔL [%] -
Alongamento percentual
σ
r -
Tensão de ruptura
Δt
8/5
-
Taxa de resfriamento na faixa de temperatura de transformação de 1073 a
773K (800 a 500°C)
σ
y
-
Tensão de escoamento
A
1
-
Temperatura de inicio de formação de γ para seus produtos finais de
transformação
API - American Petroleum Institute
A
r3
-
Temperatura de transformação γ / α no diagrama Fe – C
ARBL - Alta Resistência e Baixa Liga
c - Calor específico
CE - Carbono Equivalente
CE
HSLA
- CE para aços ARBL
CE
IIW
- Índice de CE pelo International Institute of Welding — IIW
CE
PSL
- CE para aços de tubulações
e - Espessura da chapa
EA - Emissão acústica
FC - Flux Cored
GMAW - Gas Metal Arc Welding
H - Aporte térmico
ksi - Quilo polegada quadrada (kilo square inch)
LF - Linha de Fusão
MB - Metal de Base
MC - Metal Cored
MEV - Microscopia eletrônica de varredura
MO - Microscopia óptica
MPa - Mega Pascal
MS - Metal de solda
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
xxi
Ms- Temperatura de inicio de formação de Martensita
P
cm
- Parâmetro de Ito e Bessho
RA[%] - Redução de área percentual
SAW - Soldagem ao arco submerso (submerged arc welding)
SMAW - Shielded Metal Arc Welding
T - Temperatura
T
0
- Temperatura inicial da chapa
T
f
- Temperatura de fusão
UTS - Limite de resistência
Y - Distância até a LF em mm
ZTA - Zona termicamente afetada
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
1
1 - INTRODUÇÃO
1.1 - Introdução
Os aços de Alta Resistência e Baixa Liga — ARBL, formam uma classe muito
importante de aços adequados a uma grande variedade de aplicações estruturais. São
talvez os primeiros a serem desenvolvidos sob princípios científicos que relacionam
diretamente os componentes microestruturais com as suas principais propriedades
mecânicas, como resistência mecânica e tenacidade.
Dentre os ARBL os aços para tubulações detem alta resistência mecânica e
baixa temperabilidade. São adequados à fabricação de tubos usados para a condução
de fluidos variados sob pressão, como petróleo e seus derivados, gás natural e minérios.
Atualmente a maioria das tubulações é construída com base na norma API 5L que
estabelece especificações de propriedades mecânicas e composição química.
Os aços ferrítico-bainíticos de carbono ultra-baixo para tubulações – aços
bainíticos, constituem uma família de ARBL desenvolvida para alcançar limites de
escoamento acima de 483 MPa (70ksi), valor máximo alcançado pelos aços ferrítico-
perlíticos – aços perlíticos, usados atualmente na maioria das tubulações (Vasconcelos,
2000).
São aços desenvolvidos para atender às novas demandas do mercado, com
previsão de soldabilidade superior e boas propriedades da junta soldada. Sua alta
resistência mecânica e resistência à fratura resultam da combinação de microestrutura,
endurecimento por solução sólida e por deslocações. O controle de sua microestrutura
pode ser atingido através de resfriamento acelerado conjugado à laminação a quente ou
da otimização dos passes de laminação aliada a uma composição química especial
(Batista,2002) (DeArdo, 1992).
A microestrutura de transformação típica destes aços é composta de uma banda
de ferrita e uma de bainita globular. A bainita globular consiste em uma mistura das
formas clássicas de bainita com pequenas ilhas de martensita e austenita retida, M-A.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
INTRODUÇÃO
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Edmonds e Cochrane ressaltam, para aços bainíticos, a dependência da resistência
mecânica com os mecanismos de subgrãos. Em microestruturas de banita globular o
incremento na resistência mecânica, comparado com aços ferrítico-perliticos, deve
aparecer de tensões internas na matriz ferrítica resultado da mudança de volume devido
á formação do M-A (Edmonds, 1990).
A fabricação de longas tubulações para transporte de fluidos envolve
procedimentos de soldagem que alteram a microestrutura e, conseqüentemente, as
propriedades mecânicas dos aços, em particular a dos aços bainíticos tão dependentes
da microestrutura.
A composição química desses aços inclui a adição de elementos microligantes
que possuem efeitos benéficos na tenacidade da Zona Termicamente Afetada – ZTA.
Estes efeitos estão ligados à microestrutura resultante dos ciclos térmicos da soldagem
(Yurioka, 2001) (Liu, 1992).
1.2 - Objetivos
O objetivo deste estudo é avaliar o desempenho da ZTA dos aços ferrítico-
bainíticos através de Ensaios de Implante e de Emissão Acústica em comparação ao de
um aço ferrítico-perlítico.
O Ensaio de Implante foi escolhido por se tratar de uma técnica voltada para o
estudo da ZTA, já que os entalhes dos corpos de prova favorecem a fratura nesta região
do corpo de prova soldado. Como a aplicação do material em estudo envolve
carregamentos quase estáticos, praticamente sem solicitações de impacto, optou-se por
uma aplicação de carga em patamares, estratégia que permite também o
acompanhamento paralelo do processo de fratura utilizando o ensaio de Emissão
Acústica –EA.
A EA é uma técnica global, de monitoração passiva, extremamente sensível que
pode detectar descontinuidades em movimento como o movimento de poucos átomos.
Uma das características do ensaio de EA é fornecer informações precoces sobre a
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
INTRODUÇÃO
3
movimentação de descontinuidades que possam comprometer a sua utilização em
qualquer material ou estrutura (Maia, 2003).
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
4
2 - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 - Aços de Alta Resistência e Baixa Liga - Histórico
Os aços de Alta Resistência e Baixa Liga — ARBL formam uma classe muito
importante de aços adequados a uma grande variedade de aplicações estruturais.
São talvez os primeiros aços a serem desenvolvidos sob princípios científicos que
relacionam diretamente os componentes microestruturais com as suas principais
propriedades mecânicas, como resistência mecânica e tenacidade.
A história dos aços ARBL ou aços microligados envolve todos os aspectos da
metalurgia, desde aqueles relacionados à fabricação do aço, até as mais avançadas
técnicas de caracterização microestrutural. Durante os anos de 1950 e início dos
anos 1960, as primeiras informações para a compreensão dos fatores que
controlavam a resistência e a tenacidade de materiais cristalinos, emergiam dos
trabalhos, hoje clássicos, de Cottrell e Petch. Em seguida, os avanços tecnológicos
em microscopia, como a disponibilidade de microscópios eletrônicos, permitiram as
primeiras observações de precipitados, elementos que exercem importante influência
nas propriedades mecânicas destes aços (Irvine, 1967) (Honeycombe, 1982) (Baker,
1992) (Easterling, 1992).
A composição química dos ARBL é a de um aço carbono com manganês e
adições de microligantes, elementos com forte afinidade com carbono e nitrogênio,
menores que 0,2% em peso. Os aços ARBL clássicos têm seu desempenho
diretamente ligado à presença de grãos de ferrita refinados pelos elementos de liga
em forma de carbonetos, nitretos e/ou carbonitretos, combinada com varias formas de
processamento termomecânico (Bailey, 1994) (Losz, 1995). A redução do tamanho
de grão é o único mecanismo capaz de melhorar o balanço entre resistência
mecânica e tenacidade, por promover simultaneamente um aumento no limite de
escoamento e diminuição na temperatura de transição (Irvine, 1970) (Shiga, 1995).
Até por volta de 1960 a resistência mecânica destes aços era obtida pela
laminação a quente e posterior tratamentos de normalização. O controle de variáveis
como temperatura de austenitização e taxa de resfriamento em função da
composição química básica, principalmente o teor de Mn, definia as características
microestruturais e mecânicas finais (Irvine, 1967 e 1970). A partir de meados da
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
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década de 1960 os aços começam ser produzidos comercialmente por
processamento termomecânico que lhes permitem maiores valores de resistência
(Irvine, 1970) (Bracarense, 1995) (Vasconcelos, 2000). Processamento
termomecânico é a designação genérica dada aos processos de deformação a
quente que visem não apenas à mudança de forma, mas também ao atendimento a
um determinado conjunto de propriedades mecânicas no produto acabado.
O tratamento termomecânico mais difundido e empregado industrialmente é a
laminação controlada de produtos planos. Esta técnica teve seu grande
desenvolvimento ao se reconhecerem os efeitos benéficos da combinação dos
elementos microligantes com a laminação controlada sobre as propriedades
mecânicas do produto acabado, quando adotados esquemas especiais de laminação
(Irvine, 1970) (Brito, 1985). Consiste basicamente de uma etapa de laminação de
desbaste, um tempo de espera para que haja uma queda de temperatura até cerca
de 1173K (900°C) e uma etapa de acabamento a temperaturas em que não ocorra a
recristalização da austenita (Brito, 1985)
A etapa de desbaste objetiva refinar a granulação austenítica por sucessivos
ciclos de deformação-recristalização associados à precipitação. Durante o tempo de
espera não há qualquer deformação, as condições são adequadas à recristalização
estática. Na etapa de acabamento, ocorre a deformação elevada, da ordem de 75%.
Esta técnica permitiu o desenvolvimento de aços com limites de escoamento
da ordem de até 483MPa (70ksi). Limites de escoamento superiores foram atingidos
nos aços temperados e revenidos (Vasconcelos, 2000) e em aços com laminação
controlada e resfriamento acelerado (DeArdo, 1992).
Embora os aços temperados e revenidos sejam capazes de oferecer
excelentes propriedades, a soldabilidade e propriedades mecânicas de suas juntas
soldadas eram problemáticas. Talvez a principal razão para este fato seja que os
aços ARBL até então eram produtos de uma filosofia antiga (~ 1890) anterior à
soldagem por fusão vir a ser considerada como uma maneira de se unir placas de
aços.
Talvez a mudança mais interessante e tecnologicamente importante ocorrida
com os ARBL, tenha sido o desvio da microestrutura tradicional de ferrita-perlita,
comum aos aços com limite de escoamento até 483MPa (70ksi). Esta mudança
visava superar os problemas relacionados com a soldagem e tenacidade através do
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
6
desenvolvimento de aços multi-fase de alta resistência, ou seja, misturas de ferrita,
bainita, martensita e austenita retida (Garcia, 1991).
Com soldabilidade superior e excelentes propriedades da junta soldada, os
aços bainiticos de carbono ultra-baixo foram desenvolvidos por volta do fim do século
XX. A nova abordagem de projetos destes aços passa pela consciência de que o
problema central da soldabilidade e das boas propriedades mecânicas das juntas
soldadas, demanda o menor teor possível de carbono a ser conciliado com
microestruturas de alta resistência mecânica (Garcia, 1991) (Hulka, 1992).
2.2 - Aços para Tubulações
Os aços para tubulações formam uma classe particular de ARBL com alta
resistência mecânica, boa soldabilidade e baixa temperabilidade. São adequados à
fabricação de tubos usados para a condução de fluidos variados sob pressão, como
petróleo e seus derivados, gás natural e minérios. Os volumes crescentes de óleo cru
e gás natural requeridos nas últimas décadas, bem como as questões políticas,
ambientais e de segurança, apontam para a utilização de tubos com as seguintes
características: grandes diâmetros com espessuras de parede menores e maiores
níveis de resistência com Carbono Equivalente (CE) mais baixo. Em paralelo, a
situação instável dos países detentores das reservas tradicionais de petróleo impõe a
exploração de novas reservas em condições adversas, o que força o
desenvolvimento tecnológico dos materiais e das técnicas de fabricação das
tubulações (Feldmann, 1983) (Graf, 1983) (Manohar, 1998) (Zhao, 2002).
A Norma do American Petroleum Institute (API, 2000), muito referenciada
nesta área, exige que esses aços sejam elaborados com as melhores práticas para a
produção de aços limpos, assegurando sua aplicação em tubulações onde a
tenacidade é um requisito fundamental. Exigem para tanto grãos finos que diminuem
a temperabilidade com uma boa combinação de resistência mecânica e tenacidade.
Sua composição química é tradicionalmente a de aços C-Mn, com Si, P e S,
microligados ao Nb e V, embora a norma API 5L, específica para tubulações,
recomende que a análise química inclua a pesquisa de Cr, Cu, Mo, Ni e Ti. São
produzidos como chapas planas, por Laminação Controlada, usadas na confecção de
tubos de grandes diâmetros (de 50,8cm ou 20’ e acima) com costura, ou estrudados a
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
7
quente para a produção de tubos de diâmetros menores (até 50,8cm) sem costura
(API, 2000). Técnicas como o Lingotamento Contínuo de Placas Finas constituem
uma nova etapa no avanço dado à produção de aços de alta resistência, já que
permitem a redução de etapas de fabricação e menor consumo de energia (Manohar,
1998) (Sobral, 2002).
Os tubos com costura são fabricados pelo processo UOE que envolve uma
etapa de conformação da chapa em forma de U, seu fechamento em forma de O e
uma etapa de expansão E para alinhamento entre as paredes e a soldagem de
costura. A solda de costura é feita pelo processo de arco submerso e a solda
transversal da união entre tubos, tradicionalmente manual, no campo, com eletrodo
revestido (Natal, 1983) (Kojima, 2002). A tendência de automatização dos processos
de soldagem indica a utilização de processos como os de arames tubulares ou arame
sólido em substituição ao eletrodo revestido, técnica largamente usada desde a
Segunda Guerra Mundial (DeArdo, 1995) (Johnsen, 1999) (Emmerson, 1999).
A Norma API 5L baseia a sua nomenclatura no limite de escoamento do
material em forma de tubo. Por exemplo os aços de Grau X70 têm no mínimo 70ksi
ou 483 MPa, de limite de escoamento da amostra retirada do tubo, embora, para ser
classificado como um aço API, o material tenha que preencher também requisitos
como composição química, tenacidade e controle dimensional.
A preocupação com a composição química se justifica por sua interação com
o processamento termomecânico, uma vez que os elementos de liga, aliados à
deformação acumulada alteram as cinéticas de recristalização da austenita e as
cinéticas de transformações de fase (Davenport, 1976) (DeArdo, 1992) (Fuyu, 1992)
(Liu, 1995) (Llewellyn, 1996) (Manohar, 1998) (Cho, 2001) (Medina, 2001).
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
8
2.2.1 - Parâmetros Construcionais
Como já foi estabelecido, os aços de alta resistência para tubulações (API
X60 e superiores) são produzidos através de uma seleção criteriosa de composição
de (micro)liga, otimização de processamento termomecânico e condições de
resfriamento após o processamento. As propriedades mecânicas destes aços, como
dos outros, estão intimamente relacionadas com as microestruturas advindas de suas
histórias de fabricação. A chave para a obtenção de determinada microestrutura final
nos aços em foco reside no fato de que os processamentos termomecânicos
envolvem etapas de deformação mecânica em temperaturas do domínio austenítico.
Neste contexto, fenômenos como a recristalização dinâmica e estática, a
solubilização e precipitação de carbonetos, nitretos e carbonitretos de liga, e a
influência da composição química do aço, têm sido bastante abordados na literatura
(Davenport, 1976) (Honeycombe, 1982) (Feldmann, 1983) (Graf, 1983) (Fuyu, 1992)
(Karjalainen, 1995) (Liu, 1995) (Llewellyn, 1996) (Manohar, 1998) (Wang, 1998) (Cho,
2001) (Medina, 2001) (Ohmori, 2001).
A redução de tamanho de grãos, mecanismo capaz de melhorar resistência
mecânica e tenacidade, é hoje conseqüência de altas taxas de deformação da
austenita, que elevam o número de sítios de nucleação dos produtos e/ou dos grãos
recristalizados, quer em contornos de grãos ou subgrãos quer em bandas de
deformação. As variáveis de fabricação mais importantes são, portanto, a quantidade
e a temperatura de deformação e as condições de resfriamento. A presença dos
elementos de liga é outro fator fundamental, pois influi nas cinéticas de
recristalização, no crescimento de grãos e no tipo de produto de transformação
(Davenport, 1976) (Gräf, 1983) (Brito, 1985) (Jonas, 2000).
Para aumentar resistência mecânica sem perder tenacidade é desejável uma
alta fração volumétrica de bainita, obtida pelo aumento de temperabilidade do aço
através da adição de microligantes como Mn, Mo ou Ni que retardam a transformação
austenita/ferrita (
γ
/
α
).
A adição de elementos microligantes é uma característica dos aços
modernos, de uma forma geral eles influenciam a microestrutura por meio de sua
presença em solução sólida ou por precipitação de outras fase promovendo efeito de
arraste de soluto. Já os elementos de liga afetam predominantemente a matriz.
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
9
2.2.2 - Composição Química
Até por volta de meados da década de 1960, como já dito, a redução dos
tamanhos de grãos era obtida industrialmente por tratamentos de normalização. Este
tratamento térmico consiste de um aquecimento do produto acabado até uma
temperatura acima da de transformação austenítica visando a recristalização. A
intenção a esta altura era que a precipitação de pequenos carbonetos, nitretos e
carbonitretos durante a laminação ancorassem o crescimento de grãos da austenita
durante a normalização, mediante uma adequada escolha de temperatura de
tratamento térmico, e, como conseqüência, permitisse a formação de ferrita de
granulação fina. O papel da composição química do aço nesta situação era
fundamental (Irvine, 1970).
Os aços convencionais têm uma composição básica de C-Mn, onde um
crescente teor de carbono aumenta a resistência mecânica diminuindo, contudo, a
tenacidade. A presença nestes aços do Mn dissolvido na austenita aumenta a
temperabilidade, refina os grãos e pode retardar ou evitar a transformação γ/α por
estabilizar a austenita (Reed-Hill, 1973) (Pedrazza, 1983) (Cottrell, 1989) (Baik,
2001).
No contexto dos aços microligados para tubulações, o aumento de
resistência, necessário para suportar as pressões dos fluidos transportados, não pode
comprometer a tenacidade, o que levou os teores de C a valores baixos, até 0,25%
em peso, ou baixíssimos, da ordem de 0,05% em peso, o que favorece também a
soldabilidade (Brito, 1985) (Garcia, 1991) (Manohar, 1996).
Muitos autores relataram que um aumento do conteúdo de Mn nestes aços
retarda as precipitações em geral, por aumentar a solubilidade dos precipitados e a
difusividade dos elementos de liga. Nestes casos a presença de elementos como Nb,
V, Mo e Ti em solução sólida retarda os processos de recristalização, possibilitando
um grau muito elevado de deformação da austenita com conseqüente redução
acentuada do tamanho de grão final (Irvine, 1970) (Weiss, 1979) (Akben, 1981)
(Grabke, 1987) (Roucouless, 1994) (Liu, 1995) (Bai, 1996) (Medina e Mancilla, 1996)
(Manohar, 1998) (Siciliano, 2000). A presença de Mn na forma de inclusões de MnS é
quase sempre associada á nucleação de ferrita na austenita, nucleação alinhada
segundo à orientação da camada de Mn segregado na austenita deformada. Esta
D.M.Almeida
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
10
segregação de Mn pode ser para bandas de deslocação ou para contornos de grãos,
quando em presença de precipitação de nitretos de V. O alinhamento promovido por
este processo é geralmente associado ao bandeamento da microestrutura final
(Chae, 2000) (Park, 2000).
As adições de Si podem ou não se somar às do Mn. Por um lado os efeitos
de aumento da temperabilidade e redução da cinética de transformação da austenita
são similares, enquanto que o efeito da queda de solubilidade dos precipitados pelo
aumento da difusividade dos elementos de liga promovido pelo Si é oposto ao do Mn
(Manohar, 1998) (Siciliano, 2000). O aumento da difusividade implica no
favorecimento da precipitação, que quando inicia retarda a recristalização estática da
austenita (Medina e Mancilla, 1996) (Medina, 2001).
Além das influências do Mn e Si o papel e a ação dos microligantes nos aços
ARBL, dependem muito da solubilidade de suas fases nas temperaturas de
processamento (Baker, 1992) (Llewellyn, 1996) (Medina e Mancilla, 1996). A
solubilidade do precipitado no aço depende da temperatura e do teor dos seus
elementos constituintes, esta grandeza indica quanto do soluto e do elemento de
microliga a estrutura do material comporta a cada temperatura, apartir de um limite a
presença do precipitado de microliga é inevitável.
Como indicado na Figura 2.1, espera-se a dissolução, no caso do
aquecimento, ou a precipitação, no caso do resfriamento, do VC nas temperaturas de
normalização e acabamento (~1193K ou 920
0
C). Os Nb(C,N), TiC e AIN vão
dissolver/precipitar a temperaturas de 1423-1573K (1150-1300°C), etapa de
desbaste. O TiN, por sua vez, tende a permanecer íntegro às temperaturas normais
de processamento. Enquanto a presença de finas partículas de carbonetos e /ou
nitretos serve para manter um pequeno tamanho de grão da austenita durante as
temperaturas de reaquecimento. É importante também que alguns elementos
permaneçam em solução sólida para controle da recristalização ou endurecimento
por precipitação nos estágios posteriores do processo (Llewellyn, 1996) (Medina e
Quispe, 1999).
O Nb, um dos microligantes mais populares, tem sua influência no refino de
grãos diretamente ligada às temperaturas de precipitação e à precipitação induzida
por deformação. Tem sido observado que a deformação pode aumentar sua taxa de
precipitação em até duas ordens de grandeza. Este fato é atribuído ao aumento da
D.M.Almeida
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
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densidade de deslocações que aumenta não só a densidade de sítios para
precipitação como a difusividade dos elementos formadores de precipitados (Liu,
1995) (Medina e Mancilla, 1996).
Figura 2.1- Produto de solubilidade de carbonetos e nitretos (Baker, 1992).
Como outros microligantes, o Nb também segrega para os contornos de
grãos austeníticos e para as células de deslocação, favorecendo aí a precipitação
reduzindo a cinética de crescimento da ferrita. Os finos precipitados ancoram a
estrutura e contêm o tamanho de grão austenítico. Quando este fenômeno se da á
temperatura de não recristalização da austenita há o retardo da precipitação da ferrita
primária com achatamento dos grãos de austenita e conseqüente aumento da área
superficial (contornos de grãos), sítio de nucleação de precipitados (Medina et all,
1996).
A precipitação induzida por deformação drena o Nb da solução sólida, logo
ele não estará disponível para precipitação durante a transformação para a ferrita. Os
aços ao Nb sofrem, portanto, grande refino de grãos na etapa de desbaste, mas, têm
baixo potencial de endurecimento por precipitação a temperaturas mais baixas —
etapas de espera, acabamento e resfriamento (Kneissl, 1992) (Llewellyn, 1996)
(Medina et all, 2001). Outra conseqüência da precipitação induzida por deformação
nos aços ao Nb é a elevação da temperatura de início de transformação γ/α e
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redução da temperatura de fim de transformação, indicando um retardo em seu
progresso (Medina et alli, 1999) (Medina e Quispe, 2001) (Galeno, 2001).
Quanto ao V, dos tradicionais microligantes é o de precipitados mais solúveis
na austenita. Sua alta solubilidade durante o reaquecimento e a pouca propensão à
precipitação induzida por deformação gera alto potencial para precipitação na
transformação para ferrita. Conforme a Figura 2.1, a precipitação de VN e de VC
ocorre a temperaturas mais baixas que as de microligantes tradicionais como Nb e Ti,
tornando difícil para os aços ao V obterem austenita muito deformada antes da
transformação de fase, o que diminui a densidade de sítios de nucleação resultando
em tamanhos de grãos finais maiores (Akben, 1981) (Medina et alli, 1999).
Quando aliado a outros microligantes, o V serve para controlar a
recristalização e o endurecimento por precipitação nos estágios posteriores da
laminação (etapa de acabamento), uma vez que permanece em solução sólida até
temperaturas mais baixas (Llewellyn, 1996). Seus precipitados exibem melhor
coerência cristalográfica com a ferrita, o que potencializa seus efeitos de
endurecimento. Os parâmetros cristalográficos próximos dificultam a distinção entre
VC e VCN. De acordo com Galleno e Kestenbach (Galeno, 2001), o V precipita na
austenita durante a laminação a quente e na interface austenita/ferrita durante a
transformação sem, contudo, promover nova precipitação na ferrita supersaturada
após a transformação. Na prática Galleno e Kestenbach observaram que a maior
parte do V adicionado ao aço precipita durante a transformação γ/α.
Em linhas gerais a precipitação interfásica é a transformação que acontece
pela nucleação de precipitados na interface γ/α, que diminui o conteúdo de carbono
e/ou nitrogênio da austenita adjacente, permitindo que a fronteira de transformação
caminhe. Este processo ocorre em etapas sucessivas deixando atrás da fronteira de
transformação linhas ou filmes de partículas de carbonetos/nitretos aproximadamente
paralelas á interface γ/α. No caso dos carbonetos de V, os precipitados podem formar
partículas coerentes de diâmetro de ~5nm, com espaçamento entre linhas de ~ 10nm
(Ohmori, 2001).
O potencial de precipitação do V junto com o de alguns outros microligantes
comuns é descrito na Figura 2.2 onde se pode observar que a curva de saturação
(potencial de precipitação) do nitreto de Vanádio e carboneto de Nióbio encontram-se
no intervalo de temperatura de deformação do aço na laminação controlada. O nitreto
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
13
de Titânio e o carboneto de Vanádio precipitam praticamente fora da faixa de
temperaturas de deformação.
Figura 2.2 - Potencial de precipitação em relação a alguns elementos microligantes (Baker,
1992)
Nas últimas décadas o Ti tornou-se um elemento de liga importante nos aços
microligados, seus precipitados são considerados os mais efetivos para o controle do
tamanho de grãos a altas temperaturas, tendo também a reputação de evitar o
crescimento de grãos austeníticos na ZTA durante os ciclos térmicos de soldagem
(Yan, 1992) (Baker, 1992) (Park, 2000). Este efeito é atribuído principalmente à
presença de TiN, com temperatura de solubilização da ordem de 2023K (1750
0
C),
formado, portando, na fase liquida do aço (Kneissl, 1992). As adições de Ti por volta
de 0,01-0,03%peso, antes consideradas como traço, são aceitáveis para os aços
modernos e seus efeitos sensíveis para razões estequiométricas Ti:N. A expectativa é
que pequenos TiN estejam homogeneamente dispersos no aço quando da
solidificação o que conduz a tamanhos de grãos austeníticos pequenos, favorecendo
granulação final fina (Baker, 1992) (Manohar et alli, 1996).
Quando a proporção de Ti:N está abaixo da relação estequiométrica o Ti
permanece em solução sólida podendo formar, a temperaturas mais baixas,
carbonetos e/ou carbonitretos na austenita por precipitação induzida por deformação
durante o processamento termomecânico (Medina e Quispe, 1996). Este fato ocorre
também no caso de aços com múltiplos elementos de liga quando da formação dos
precipitados complexos como (TiNb)(CN) (Park, 2000).
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
14
A adição de mais de um elemento formador de carboneto ou nitreto em suas
diferentes combinações está geralmente ligada com a relação entre composição
química e propriedades mecânicas ou com a relação entre estrutura e propriedades
na condição laminada ou pós soldagem. Por exemplo, a adição de AI visa obter
refinamento de grãos aliado ao endurecimento por precipitação, o Mo potencializa a
ação do Nb na diminuição da taxa de recuperação estática a 1273K (1000
0
C) (Baker,
1992). Quanto ao Cu sua presença em teores ~1% fornece uma boa combinação de
resistência, tenacidade à baixa temperatura e soldabilidade. Estas propriedades
tornam os aços ao Cu adequados à demanda de transporte de gás natural e petróleo
em ambientes árticos (Dunne, 1996) (Banadkouki, 1996).
2.2.3 - Microestrutura
A perlita foi talvez o primeiro microconstituinte a demonstrar grande efeito
sobre as propriedades mecânicas dos aços mesmo em pequenas proporções. Apesar
de aumentar a resistência mecânica, sua presença contribui para deteriorar tanto a
ductilidade quanto a tenacidade à fratura dos aços para tubulações laminados a
quente. Mesmo na presença de refinamento de grãos, a perlita tem um forte efeito
negativo sobre a temperatura de transição dúctil-frágil (Irvine, 1964)
A influência negativa da perlita ou do conteúdo de C na soldabilidade dos
aços para tubulações é bem conhecida (Yuroka, 2001).
É extremamente difícil, se não impossível, obter tensões de escoamento
acima de 550MPa em aços microligados ferrítico-perlíticos nas espessuras comuns
às tubulações, mesmo lançando mão de laminação controlada e endurecimento por
precipitação (Garcia, 1991).
A questão central era então como atingir altas tensões no metal de base a
níveis de C baixos o suficiente para garantir tanto boa soldabilidade quanto boas
propriedades da junta soldada.
Estas metas puderam ser atingidas usando-se aços de baixos a ultra-baixos
teores de C. A teores muito baixos de C a temperabilidade cai muito e a resistência
da bainita aproxima-se da resistência da martensita. Aços com estas características
são resultado de uma combinação de composição química, laminação controlada e
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
15
resfriamento acelerado. Uma ilustração esquemática típica do processamento
termomecânico destes aços é apresentada na Figura 2.3, onde são mostrados o ciclo
térmico e a evolução microestrutural correspondente a cada estágio.
Figura 2.3-Ilustração esquemática do ciclo térmico no Processamento Termomecânico
Controlado — TMCP e as mudanças microestruturais (Yoshie, 1992).
O material é reaquecido a uma temperatura relativamente baixa no domínio
austenítico para evitar um grande crescimento de grãos. A laminação de desbaste
acontece à maior temperatura possível para obter refinamento de grãos por
recristalização. A etapa de acabamento se dá a uma temperatura logo acima de A
r3
para promover o encruamento do grão austeníttco. A chapa laminada é então
resfriada, com taxa de resfriamento determinada - Resfriamento Acelerado, para
controlar o comportamento da transformação (Garcia, 1995).
As microestruturas mistas de ferrita e martensita revenida, resultantes da
decomposição da austenita podem ter muitas morfologias de ferrita, embora nenhuma
delas enquadre-se nas definições microestruturais de bainita. As não lamelares, em
placas ou aciculares são incorporadas às classificações bainíticas. Quando a taxa de
resfriamento é um pouco mais lenta que as das microestruturas anteriores, a
microestrutura resultante consiste de partículas de martensita com austenita retida,
M-A, em uma matriz de cristais de ferrita com altas densidades de deslocação e
contornos de baixo ângulo (Kraus, 1995).
A alta resistência alcançada por estes aços multi-fase pode ser atribuída à
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
16
combinação de: (i) fina dispersão da bainita; (ii) significativo refinamento de grãos; (iii)
endurecimento por solução sólida, (iv) altas densidades de deslocações e (iii) uma
pequena fração de endurecimento por precipitação em contornos de grãos da ferrita
primária eficiente. Estas microestruturas alternativas demonstram que o teor de C,
aliado à presença de cementita, não é mais o principal requisito para altas
resistências.
As microestruturas não lamelares obtidas melhoram as propriedades
mecânicas dos aços uma vez que as fronteiras das placas ou agulhas de ferrita não
alinhadas são capazes de defletir as trincas (Zhao, 2002). O comportamento de
propriedades dos aços para tubulações em função da microestrutura é apresentado
na Figura 2.4.
Controlar propriedades mecânicas dos materiais passa, portanto, pelo
conhecimento apurado da Metalurgia Física.
Figura 2.4 - Microestrutura e Propriedades Mecânicas (DeArdo, 1995)
2.3 - Aços Bainíticos de Carbono Ultra Baixo
O desenvolvimento dos aços bainíticos de Carbono ultra baixo - ULCB se deu
entre o final da década de 1980 e o início da década de 1990, quando o
surpreendente colapso do Império Soviético chegou a se fazer acreditar que a
História havia acabado. A motivação militar para o uso desses materiais praticamente
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
17
acabou. Contudo, à medida que a resistência mecânica dos aços usados em tubos de
grande diâmetro, estruturas para pontes e plataformas marítimas aumenta cada vez
mais, sem dúvida surgem oportunidades em número crescente para a aplicação
desses modernos materiais. O emprego de resfriamento acelerado após a laminação
também contribui para um maior uso dessas ligas, uma vez que permite a redução
em seu teor de elementos de liga e maximiza o endurecimento por precipitação na
ferrita/bainita (Gorni et al, 2003).
O aço ULCB é um produto tipicamente japonês, uma vez que apenas as
usinas siderúrgicas daquele país conseguiam produzir este tipo de liga com teor ultra-
baixo de carbono de forma econômica e confiável. A situação estratégica brasileira
quanto a esse tipo de material é crítica. A questão crucial passou a ser como
conseguir suficiente resistência mecânica numa liga que apresentasse teor de
carbono baixo o suficiente para assegurar fácil usinabilidade e boas propriedades no
cordão de solda. Os ULCB, em particular os da família API5L X80, são endurecíveis
pela formação de microestrutura bainítica, que forma uma subestrutura de
deslocações, e pela solução sólida de elementos de liga. Note-se que os mecanismos
de endurecimento atuantes nestas ligas são relativamente independentes de seu teor
de carbono (Gorni et al, 2003).
Uma classificação para bainita em aços de baixo Carbono, citada por
Edmonds e Cochrane (Edmonds et all, 1990), é a seguinte:
Tipo I: forma-se entre 600-500
o
C, consiste de placas finas, ripas de ferrita
livre de cementita e martensita entre as ripas;
Tipo II: forma-se entre 450-500
o
C, tem a forma clássica com camadas de
cementita entre as ripas de ferrita, identificada como bainita superior;
Tipo III: forma-se próximo á temperatura de transformação martensítica (M
s
>
450
o
C) e tem a forma de placas como na bainita inferior tradicional mas com
características cristalográficas diferentes daquela encontrada em aços de médio e
alto carbono.
Uma estrutura de transformação típica de aços ARBL com teor de C ultra
baixo é a bainita globular que consiste de uma mistura das formas clássicas de
bainita com pequenas ilhas de martensita e austenita retida, M-A. Ocorre durante o
resfriamento contínuo, sendo a taxa de resfriamento e o teor de C os fatores
principais no controle da fração volumétrica de M-A (Batista et alli, 2002).
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
18
A bainita em questão é obtida por resfriamento contínuo a taxas relativamente
altas e apresenta um aspecto granular ou em glóbulos, de onde deriva sua
denominação preferencial, ou seja, bainita globular. Nela, a disposição em lamelas da
ferrita é substituída por uma disposição poligonal e globular. O constituinte M-A toma
freqüentemente a forma poligonal.
A denominação de constituinte ou microconstituinte M-A ou ainda microfase
M-A, é dada às regiões de dimensões microscópicas presentes nos aços C-Mn e
baixa liga, constituídas de células de austenita estabilizada. Da presença freqüente, e
em teores elevados, de martensita nestas "ilhas" de austenita, decorre sua
denominação Martensita-Austenita.
A formação específica do constituinte AM, pode ser descrita pelo seguinte
processo: no resfriamento a partir da região austenítica, forma-se a ferritica bainítica,
tornando estável a austenita remanescente, devido ao seu enriquecimento em
carbono provocado pelo crescimento nas regiões adjacentes desta própria ferrita
bainítica, que é inerentemente pobre em carbono. Este enriquecimento termina a
temperaturas em torno de 400-350°C, momento em que o teor de carbono da
austenita remanescente atinge 0,5-0,8%. No resfriamento rápido subseqüente, a
austenita não decomposta transforma-se em martensita em ripas ou maclada, a mais
baixas temperaturas, e uma pequena quantidade de austenita permanecerá retida
(COPE, 1996).
A força motriz para o bandeamento microestrutural está relacionada com a
diferença de temperatura entre as temperaturas A
3
das regiões pobres em soluto e as
ricas em soluto do aço. As análises de Kirkaldy (apud Chae, 2000) predizem que se o
soluto abaixa a temperatura A
3
, a ferrita pró eutetoide se forma primeiro na região
pobre de soluto. Baseado nesta razão, as estrias de ferrita equiaxiada presentes no
material devem se formar dentro das áreas pobres em soluto. O crescimento seguinte
da ferrita pró eutetoide em direção às regiões de austenita ricas em soluto deve ser
acompanhado por difusão de C e estabilizantes de austenita. Por fim, a
decomposição da austenita remanescente resulta na formação de bainita globular. Os
glóbulos são ilhas de martensita e/ou austenita retida resultantes do aumento
localizado do teor de C e soluto estabilizador de austenita.
Cota e colaboradores citam que (Cota et all, 2000) apesar do mecanismo de
transformação da bainita globular ser basicamente o mesmo da bainita ordinária,
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19
caracteriza-se pela ausência de carbonetos. O C, que é expulso da ferrita primária
estabiliza a austenita residual, logo, a microestrutura contem austenita retida e
alguma martensita de alto teor de C, somadas a ferrita em forma de bainita.
Alem do C contribuem para a formação de M-A elementos formadores de
carbonetos, como Mo, Nb e V que retardam a difusão do C durante a transformação
γ
/
α
e a decomposição de constituinte M-A. O Mn, Cr e o Nb abaixam a temperatura de
transformação bainítica, favorecendo a formação de M-A (Batista et alli, 2002)
2.3.1 - Relação Microestrutura e Propriedades
Os estudos clássicos tentando relacionar a tensão de escoamento σ
y
com o
tamanho médio das colônias de bainita, D, como na relação de Hall-Petch, onde
2
1
−
∝ D
y
σ
, esbarraram no fato de o tamanho médio de ripa, l, e a densidade de
deslocação terem uma importante influência na resistência mecânica dos aços de
ultra baixo C.
De forma resumida a resistência dos aços bainíticos tem quatro contribuições
(Edmonds et all, 1990):
• Um termo relativo ao comprimento das bandas de escorregamento que inclui
tanto D quanto l;
• Um termo devido à subestrutura de deslocações dentro das ripas;
• Um termo incluindo o endurecimento por solução sólida tanto intersticial
quanto substitucional;
• Um termo que surge da precipitação relativo à dispersão de partículas de
carbonetos.
Garcia e colaboradores (Garcia et alli, 1991) observaram, em um estudo de
um aço bainítico de alta resistência, que as duas maiores contribuições para o
aumento de resistência são devidas aos fatores relativos às deslocações (b) e ao
endurecimento por substitucionais (c), uma vez que o teor ultra baixo de carbono
reduz muito a precipitação.
A abordagem de bandas de escorregamento considera sistemas de
escorregamento ativos na bainita que podem ser paralelos ao eixo das ripas ou
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
20
orientados com alguma inclinação em relação a este eixo.
Um modelo alternativo ao clássico, proposto por Brozzo (apud Edmonds et
all, 1990), relaciona σ com o comprimento da banda de escorregamento, parâmetro
geométrico M, função de D e do tamanho médio de ripas, onde
1−
∝ M
y
σ
. Fica clara
a dependência da resistência mecânica aos mecanismos de subgrão característicos
dos aços bainíticos.
Em particular nos aços que apresentam bainita globular, o acréscimo no limite
de resistência comparado com o dos aços perlítico/ferríticos pode surgir das tensões
internas na matriz ferrítica, resultante da mudança de volume devida a formação da
microfase M-A (Edmonds et all, 1990).
As propriedades mecânicas dos aços com bainita globular são fortemente
dependentes da temperatura de transformação uma vez que esta determina a fração
volumétrica de M-A. Cota e colaboradores observaram, em um estudo sobre estes
aços, que a fração crítica de M-A é de 3%, valores abaixo deste resultam em perda
em tensão de escoamento e para valores bem acima acontecem perdas significativas
de tenacidade e aumento das temperaturas de transição dúctil-fragil (Cota et alli,
2002).
Em microestruturas mistas como as do aço bainítico cada banda tem um
comportamento à deformação diferente como relatado por Chae (Chae, 2000).
A ferrita deve deformar continuamente com escoamento a tensões menores
que a da microestrutura vizinha, por ser mais macia e dúctil (DeArdo, 1992) (Cota,
2000).
A bainita apresenta muitos obstáculos ao desenvolvimento da deformação
(ilhas de M-A em uma matriz ferrítica com alta densidade de deslocações) resistindo
até tensões altas, enquanto a banda de ferrita vizinha deforma e escoa (DeArdo,
1992) (Cota, 2000) (Chae, 2000).
2.4 - Soldabilidade dos ARBL
A soldabilidade dos aços representa como ele pode ser preferencialmente
soldado sem defeitos de soldagem e a satisfatória performance da junta soldada em
serviço (Yuroka, 2001) (Maciel, 1994).
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21
Muitos pesquisadores debruçaram-se na construção de expressões empíricas
que quantificassem a soldabilidade dos aços. A partir da década de 1940, surgiram
expressões relacionando a máxima dureza Vickers da ZTA com a composição
química dos aços.
Ao efeito “endurecedor” do carbono nos aços foram adicionados os efeitos de
vários elementos químicos presentes na liga. Estas expressões geraram o conceito
de Carbono Equivalente, índice que indica o efeito da composição química na dureza
máxima da ZTA e conseqüentemente, em sua soldabilidade (Yuroka, 2001).
A relação entre a dureza máxima da ZTA e a taxa de resfriamento na faixa de
temperatura de transformação de 1073 a 773K (800 a 500°C) - Δt
8/5
, está relacionada
com a temperabilidade ou a transformação martensítica na ZTA e esta, por sua vez,
com a composição química do aço.
A temperabilidade, em termos de tratamentos térmicos dos aços, é indicada
pelo diâmetro crítico de uma barra redonda temperada, expresso em função do
produto do conteúdo de cada elemento da composição química do aço. O diâmetro
crítico de uma barra de aço é o diâmetro que a barra deve ter para, ao ser temperada
em um meio de resfriamento definido sofrer um endurecimento completo, isto é,
apresentar em seu centro a dureza correspondente à zona semi-martensítica (HRC
54) (Pedrazza, 1983). No caso da temperabilidade da ZTA, as temperaturas de
austenitizacão, assim como os tempos de duração do processo são bem diferentes
das usadas nos tratamentos térmicos dos aços, sendo de até 1773K (1500°C) por
alguns segundos para a ZTA e da ordem de 1123K (850°C) por algumas horas para
os tratamentos térmicos. Apesar das diferenças, análises de condução de calor
permitiram relacionar o diâmetro ideal de uma barra redonda temperada com a taxa
de resfriamento crítica para uma ZTA completamente martensítica, conduzindo a uma
interpretação dos índices CE como indicadores de temperabilidade mais do que de
dureza (Yuroka, 2001). Em linhas gerais, a temperabilidade da ZTA é usada para
indicar a estabilidade da austenita com adições de liga (Liu, 1992).
A literatura relata muitas expressões de CE com diferentes coeficientes para
os elementos de liga. Todas coincidem ao apresentar o carbono como aquele que
mais afeta a soldabilidade. Ele, junto com os outros elementos, afeta a faixa de
temperatura de solidificação, a susceptibilidade ao trincamento a quente, a
temperabilidade e o trincamento a frio das soldas em aço. O International Institute of
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22
Welding — IIW estabeleceu uma versão geral para o cálculo de CE,
CE
IIW
=
C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Ni + Cu)/15 Equação 2.1
onde os elementos químicos indicam suas porcentagens em peso.
O CE
IIW
tem sido usado com sucesso com aços médio-carbono baixa liga.
Nestes aços valores de CE
IIW
menores que 0,45% em peso indicam baixa
probabilidade de trincamento sendo desnecessários tratamentos térmicos associados
à soldagem. Quando CE
IIW
está entre 0,45 e 0,60% em peso, a probabilidade de
trincamento é considerável e um pré aquecimento entre 368K (95
0
C) e 673K (400
0
C)
é recomendado. Para valores de CE
IIW
superiores a 0,60% em peso há uma grande
probabilidade de que a solda venha a trincar e tanto o pré aquecimento quanto o pós
aquecimento são requeridos para obter-se uma solda segura.
O comportamento ao trincamento de aços com teores de carbono baixo como
os ARBL, não é descrito com precisão pelo CE
IIW
. Para tanto foram desenvolvidas
expressões semi-empíricas baseadas em soluções termodinâmicas e considerações
cinéticas mais representativas. Para estes aços relações que reduzem a influência
dos elementos de liga em relação à do carbono na soldabilidade mostram-se mais
adequadas. Por exemplo, o P
cm
parâmetro desenvolvido por Ito e Bessho no Japão, o
CE
PLS
, para aços de tubulações e CE
HSLA
, para aços ARBL (Baley, 1994) (Yuroka,
2001) (Liu,1992), apresentados a seguir:
P
cm
=
C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B Equação 2.2
CE
PSL
= C + Si/25 + (Mn + Cu)/16 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/40 + V/15 Equação 2.3
CE
HSLA
= C + Mn/16 - Ni/50 +Cr/23 + Mo/7 + Nb/5 + V/9 Equação 2.4
É sempre bom lembrar que o CE tem suas limitações por não levar em conta
a microestrutura do material, por não considerar o grau de restrição da junta soldada,
por ter sido desenvolvido para um passe único de solda e principalmente porque a
contribuição dos elementos químicos é ponderada considerando seu peso
exclusivamente em solução sólida (Baker, 1992) (Baley, 1994).
Como já salientado, além da composição química, o ciclo térmico representa
um papel de destaque na obtenção de uma junta soldada de boa qualidade. Ele pode
ser descrito ou definido através da taxa de aquecimento, da temperatura máxima
atingida, do tempo de permanência acima de 1273K (1000°C) e do tempo ou taxa de
resfriamento em uma determinada faixa de temperatura. Estas variáveis dependerão
D.M.Almeida
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
23
dos parâmetros de soldagem, ou seja, da corrente, tensão e velocidade de soldagem,
e da espessura, geometria e propriedades físicas (condutividade térmica, calor
específico e densidade) do material a ser soldado. O tipo de microestrutura resultante
na junta soldada e sua granulometria são afetados diretamente pelo ciclo térmico e
suas variáveis de descrição (Maciel, 1994).
Os ciclos térmicos de soldagem podem ser estimados através de expressões
matemáticas baseadas em equações de fluxo de calor, por exemplo as equações de
Rosenthal (Rosenthal, 1941). Para avaliar a distância da linha de fusão, LF, que
atinge uma determinada temperatura pode-se lançar mão de uma expressão derivada
da equação de Rosenthal, comumente utilizada para cálculo da temperatura máxima
a uma determinada distância da LF em cordão sob chapa com penetração total,
(Lopes, 1998) (Campos, 1991) (Almeida, 2002)
00
113,41
TTH
cey
TT
f
−
−=
−
ρ
Equação 2.5
onde T é a temperatura de interesse em °C, y é a distância até a LF em mm,
T
f
a temperatura de fusão, c o calor específico em (kJ/kg
0
C), e a espessura da chapa
em mm,
ρ
a densidade em kg/mm
3
, H o aporte térmico em kJ/mm e T
0
a temperatura
inicial da chapa.
Os aços ARBL têm suas propriedades finais derivadas da microestrutura, da
subestrutura de grãos (deslocações, segundas fases, etc) e da granulação fina,
produzida pela adição de elementos microligantes em combinação com várias formas
de processamentos termomecânicos. Esta é uma receita termicamente influenciável .
Os ciclos térmicos de soldagem portanto, devem ser bem conhecidos para
permitirem bons projetos, uma vez que a característica de cada região microestrutural
da junta soldada é determinada pela combinação de metal de base, metal de adição e
processo de soldagem.
2.4.1 - A Zona Termicamente Afetada - ZTA
Apesar das mudanças microestruturais que ocorrem no resfriamento da ZTA
poderem ser as mesmas que as da laminação controlada ou do tratamento térmico do
aço, as condições criadas pelo processo de soldagem são significativamente
D.M.Almeida
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
24
diferentes das empregadas na produção do material. O aquecimento local muito
rápido cria situações não isotérmicas, levando a condições de não equilíbrio e
patamares curtos de temperaturas. O material não fundido vizinho à linha de fusão é
fortemente afetado pelo gradiente de temperatura e pela temperatura de pico na linha
de fusão - LF. A temperatura cai rapidamente com o aumento da distância à LF,
criando regiões microestruturalmente distintas.
Estas características fazem da ZTA uma área crucial na soldagem, pois uma
vez que um aço é selecionado, a ZTA e suas propriedades têm que ser aceitáveis,
enquanto o metal de solda pode ser mudado se necessário.
Na soldagem de aços a ZTA é a área onde determinados tipos de trincas
podem ocorrer com maior probabilidade e as propriedades mecânicas podem mudar
significativamente em conseqüência das alterações metalúrgicas provocadas pelo
ciclo térmico da soldagem.
Os aços ARBL passam por processos termomecânicos para atingir as
propriedades requeridas e a sua ZTA deve manter o suficiente destas propriedades,
mesmo após o aquecimento rápido até temperaturas como as de fusão seguidas de
resfriamento também rápido e, para soldas multi-passe, após a série de
reaquecimentos a temperaturas sucessivamente menores. Para soldas multi-passe,
apesar dos diversos ciclos térmicos, parte da ZTA estará na condição como soldada,
a não ser que se aplique um tratamento térmico pós-soldagem.
A ZTA de um passe único de solda de um aço de baixo teor de Carbono,
pode ser dividida em diversas regiões (Baley, 1994) conforme mostrado na Figura 2.5
e descrito a seguir:
• ZTA de grãos groceiros - Próxima á linha de fusão, a ZTA foi aquecida
momentaneamente a temperaturas da ordem de 1473K (1200
0
C). Este aquecimento
austenitiza a microestrutura e geralmente promove o crescimento de grãos. No
resfriamento, a austenita pode transformar-se em martensita, bainita, ferrita+perlita ou
misturas destes constituintes, dependendo da taxa de resfriamento e da composição
química do aço. Apesar dos altos aportes térmicos usuais, o resfriamento é rápido
demais para a formação de perlita. Os produtos guardam as dimensões da
granulação da austenita, e costumam ser pouco tenazes, logo são compreensíveis os
problemas com tenacidade e propensão a trincas da ZTA.
• ZTA de grãos finos - Nas regiões onde a ZTA é aquecida a temperaturas
D.M.Almeida
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
25
menores (~1273K -1000
0
C), a granulação é mais fina, menos temperável e com
produtos de transformação mais tenazes. A ZTA de grão fino é, portanto, menos
problemática. As técnicas de soldagem multi-passe têm seu desenvolvimento voltado
para obtenção de uma ZTA final completamente de granulação fina, exceto a dos
últimos passes.
• ZTA intercrítica - A região final da ZTA visível numa junta soldada
devidamente atacada é a aquecida intercriticamente, ou seja, a temperaturas dentro
da região bifásica do aço. Nesta região, os locais onde a concentração de carbono é
maior, são austenitizados no reaquecimento e, no refinamento, a austenita
enriquecida de carbono pode gerar martensita ou bainita, ou, menos freqüentemente,
perlita fina.
• Região de revenimento - Fora da região visível da ZTA o aço é aquecido a
temperaturas abaixo de 973K (700°C), região subcrítica. Neste caso não há
mudanças microestruturais apreciáveis, embora possa ocorrer esferoidização de
precipitados, em particular da cementita, e as alterações de dureza resultam de alívio
de tensões ou endurecimento secundário.
Figura 2.5 - Várias regiões da ZTA de um cordão único de solda de um aço 0,15%peso de C
(Liu,1992)
D.M.Almeida
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
26
As Figura 2.6 e Figura 2.7 apresentam as regiões descritas, suas durezas e
microestruturas para um aço API 5L X65 onde a microestrutura original era de ferrita
e bainita (Takahashi,1995).
Pode-se observar que o metal de solda apresenta a maior dureza, seus
valores caem na ZTA de grão grosseiro, atingindo o seu mínimo na interface entre a
zona de grão fino e a intercrítica. Na região mais macia, a microestrutura consiste
principalmente de finos e homogêneos grãos de ferrita.
A descrição feita é essencialmente para um processo de soldagem com
passe único. O reaquecimento por passes subseqüentes modifica esta descrição
porque cada ZTA atravessa a do passe anterior e a reaquece. Conseqüentemente
algumas das ZTAs são completamente reaquecidas para dar uma nova região de
grão grosseiro, algumas são refinadas, algumas reaquecidas intercriticamente e
algumas subcriticamente.
Figura 2.6- Distribuição de dureza Vickers de acordo com a macrografia da seção transversal
da junta soldada (Takahashi,1995)
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
27
Região de grãos grosseiros Região de grãos finos
Região intercrítica
Figura 2.7-Micrografia óptica correspondente às zonas da ZTA indicadas na Figura 2.6
(Takahashi,1995)
Quanto à soldagem multi passe um esquema ilustrativo de seus efeitos sobre
a microestrutura da ZTA de aços para tubulações pode ser visto na Figura 2.8
(Shiga,1995) e um exemplo na Figura 2.9.
Em um estudo sobre a tenacidade da ZTA de soldas multi passe de aços
produzidos por laminação controlada, como os usados em tubulações, Lee (Lee,
1992) observou que para aços perlíticos, após o segundo ciclo térmico com
reaquecimento na região intercrítica, o surgimento de ilhas de M-A interligadas na
região de grãos grosseiros fragilizava a junta soldada. Este efeito é minimizado em
um aços com pequena quantidade de bainita aliada à perlita no constituição original.
A estratégia sugerida por Lee para reduzir a fragilização da ZTA foi a de
soldar com aporte térmico alto, como os usados em arco submerso (50kJ/cm), desta
forma a taxa de resfriamento é maior e a porcentagem de M-A formada é menor.
Para aços bainíticos soldados por arco submerso, Batista e colaboradores
(Batista, 2003) observaram uma tenacidade da ZTA maior que a do metal de base -
MB. O estudo atribui este fato ao menor tamanho médio das ilhas de M-A e maior
espaçamento entre elas. Vale ressaltar que o procedimento citado por Batista para a
confecção dos corpos de prova Charpy sugere a ponta do entalhe no meio da ZTA
visível ao ataque químico.
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
28
Figura 2.8 –Ilustração esquemática do efeito da soldagem multi-passe na microestrutura
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
29
(a) ZTA Grão Grosseiro-500x (b) ZTA Grão Fino-500x
(c) ZTA Subcrítica - 500x (d) Metal de Base bainítico – 500x
Figura 2.9 – Micrografia óptica de uma junta soldada multi-passe de API 5L X80 soldada pelo
processo de eletrodo revestido.
A boa soldabilidade dos aços ARBL não é só conseqüência do baixo teor de
C, mas também da presença de elementos de liga como, por exemplo (Lee,1992)
(Liu, 1992) (Batista, 2002) (Batista, 2003) (Wang,1990) (Hart, 1995):
• a adição de Mn que inibe a formação de produtos a alta temperatura tais
como perlita e ferrita poligonal favorecendo a formação de M-A, além de promover o
endurecimento por solução sólida da ferrita;
• o Cr e o Mn que são empregados para otimizar a precipitação do Cu
suprimindo o processo de auto-envelhecimento e juntamente com o Mo reduzir a
temperatura de transformação bainítica;
• o Ni que é adicionado para aumentar a tenacidade; o Al que é utilizado como
desoxidante e refinador de grão;
• o Nb que é usado para retardar o crescimento de grão na austenita, em
pequenas adições (0,02%) reduz a nucleação de ferrita nos contornos de grãos da
austenita prévia, aumenta a fração volumétrica da bainita e favorece o aparecimento
do M-A;
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
30
• o V (0,05%) que reduz o tamanho e a fração de área dos M-A melhorando a
tenacidade da ZTA. Para aços com até 0,15%peso de V, sua presença em solução
sólida na ZTA de grãos grosseiros tende a promover a decomposição intragranular da
austenita resultando em menores grãos ou colônias de ferrita de segunda fase
alinhada ou bainita, o que implica em melhor tenacidade;
As partículas de carbonetos, nitretos e carbo-nitretos dos ARBL quando
submetidos a ciclos térmicos de soldagem podem apresentar um dos três
comportamentos básicos: (a) dissolução completa seguida de re-precipitação no
resfriamento; (b) dissolução parcial acompanhada de “engrossamento” dos
precipitados e (c) dissolução seguida de re-precipitação na temperatura de pico do
ciclo térmico (Suzuki,1987).
Os aços ao Nb, V e Nb-V encontram-se na categoria (a) para ciclos térmicos
com altos aportes térmicos (H > 5kJ/mm) uma vez que a precipitação dos produtos
demanda tempos entre 10 e 30s na faixa de temperatura entre 1173-1223K (900-
950
0
C) (Li et alli, 2001).
O comportamento dos precipitados de Ti é misto. Enquanto o TiC dissolve
completamente durante o ciclo térmico, o TiN sobrevive, e para composições de aços
onde se obtém a formação de Ti(C,N) sua dissolução pode ser parcial ou total. De
uma maneira geral os precipitados de Ti tendem a dissolver-se parcialmente durante
o aquecimento e “engrossar” no resfriamento (Wang,1990).
A presença de finos precipitados de Ti que não se dissolvem nas
temperaturas de pico próximo à LF, e os que re-precipitam nesta temperatura
melhoram a tenacidade da ZTA através do controle do tamanho de grãos da austenita
prévia ou da indução da formação de bainita, ferrita poligonal e ferrita acicular intra
granular no lugar de ferrita de contorno de grãos (Hamada, 1995).
Quanto aos aços com Ti e Nb os precipitados complexos de (Ti,Nb)(C,N)
tendem a dissolver à temperaturas por volta de 1623K (1350
0
C) e re-precipitar como
precipitados de Ti separados dos precipitados de Nb (Wang,1990).
O conceito de soldabilidade envolve não só a tenacidade da ZTA, mas
também a dureza nesta região. O controle da dureza máxima é realizado para se
evitar problemas de fissuração por H, durante a fabricação ou em serviço, a formação
de trincas de reaquecimento, e seu comportamento à corrosão. (Vasconcelos, 1999).
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
31
2.4.2 - O Metal de Solda-MS
Uma estrutura soldada ideal deveria comportar-se como se fosse homogênea
em toda a sua extensão, como se fosse de um único material. Portanto, o metal de
solda deve se ajustar ao metal de base em composição e propriedades.
As tentativas de usar as expressões de CE para predizer as propriedades do
metal de solda dos aços ARBL foram de sucesso limitado, porque a maioria destas
expressões não inclui todos os fatores (como a presença de oxigênio), que podem ter
importância significativa na microestrutura e propriedades do MS (Baley, 1994).
O metal de solda solidifica heterogeneamente a partir da interface com o
metal sólido, a ZTA de grão grosseiro. Daí, os grãos que se solidificam inicialmente
têm suas larguras definidas por esta vizinhança. Seus comprimentos dependem da
largura da poça de fusão e direção de solidificação. Este tipo de granulação grosseira
não é necessariamente prejudicial à tenacidade, a microestrutura final é que definirá o
nível de tenacidade. Se após as transformações no estado sólido predominar a ferrita
acicular, então o tamanho de grão não influirá na tenacidade (Easterling, 1992)
(Garcia, 1991).
No metal de solda, outros fatores além do tamanho de grão da austenita
influenciam a formação da ferrita acicular como, a taxa de resfriamento, a
temperatura de formação da ferrita, a temperabilidade e, o mais importante, a
presença de inclusões (principalmente óxidos) que constituem sítios adequados para
nucleação intragranular de placas de ferrita acicular (Liu, 1986) (Barbaro, 1989).
A menos da ferrita acicular, a microestrutura do metal de solda lembra a da
ZTA tendo a classificação de seus constituintes típicos apresentada na Figura 2.10 e
listados a seguir (IIW, 1988) (Ventrella, 1999):
• Ferrita primária de contornos de grão - PF(G) ou ferrita pró eutetoide, tem
forma alongada e um aspecto claro e liso. É o primeiro produto a se formar na
decomposição da austenita. Sua formação deve-se a taxas de resfriamento muito
lentas e não é comum em aços ARBL pela presença de elementos de liga. Estes
elementos retardam tanto a nucleação da ferrita primária quanto seu crescimento
difusional que ocorre nos contornos de grãos austeníticos.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
32
• Ferrita poligonal intragranular - PF(I) aparece na forma de grãos,
normalmente poligonais, e quase que exclusivamente no interior dos grãos
austeníticos, ocorrendo em taxas de resfriamento muito lentas.
• Ferrita acicular - AF se apresenta na forma de grãos extremamente finos de
ferrita não paralelos, separados por contornos de alto ângulo, com nucleação no
interior do grão austenítico original sob taxas de resfriamento mais elevadas que as
da ferrita primária. É tida como o microconstituinte de melhor tenacidade. Sua
quantidade ideal para obtenção de boas propriedades mecânicas, deve estar na faixa
de 65 a 80% do metal de solda.
• Ferrita com segunda fase alinhada - FS(A), é formada por grãos grosseiros e
paralelos que crescem em uma direção bem definida formando conjuntos de duas ou
mais ripas paralelas. A ferrita de Widmanstätten é um de seus exemplos.
• Ferrita com segunda fase não alinhada - FS(NA) é formada por ferrita que
circunda totalmente ripas de ferrita acicular ou outros microconstituintes.
• Agregados de ferrita e cementita - FC são formado no interior dos grãos da
austenita, apresentam estrutura fina de ferrita e cementita, incluindo perlita e ferrita
com interfaces de cementita.
• Martensita - M é o constituinte que se forma como produto final de
transformação da austenita sob condições de altas taxas de resfriamento. Metais de
solda com altos teores de carbono favorecem sua formação. Pode se apresentar em
ripas ou maclada de acordo com o teor de carbono.
• Bainita - B é o produto de transformação da austenita com taxas de
resfriamento altas mas inferiores às da martensita. Ocorre mais freqüentemente em
MS com baixos teores de C.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
33
Figura 2.10– Microestrutura do MS mostrando os vários constituintes microestruturais
(Ventrella, 1999)
Várias pesquisas mostraram que as melhores propriedades do metal de solda
atingida nos aços ARBL, para níveis de tensão de escoamento de até 600MPa, são
devidas à eliminação da ferrita de contorno de grão, da FS(A) ou ferrita de
Widmanstätten, e ao adequado balanço entre as quantidades de bainita e martensita.
A temperabilidade destes aços é tal que as transformações bainítica e martensítica
podem ser minimizadas a taxas de resfriamento comuns. O maior problema é
prevenir a formação de ferrita de contorno de grão, enquanto se refina a ferrita
acicular o máximo possível (Edwards, 1990).
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
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34
O rol de fatores importantes a considerar quanto à quantidade de ferrita de
contorno de grão, inclui adições de microligantes específicos, como boro e titânio
dentre outros, e o tamanho de grão da austenita original. Outros fatores como
composição de inclusões, tamanho de inclusões, e desorientação cristalográfica ou
tensões térmicas entre a matriz austenítica e a inclusão, embora sutis, têm também
sua relevância (Liu, 1992) (Bracarense, 1994).
2.5 - Emissão Acústica
O sentimento de que os materiais se aproximam da falha por ruptura à
medida que emitem sons quando são solicitados acompanha o homem desde os
primeiros momentos de sua história. Os veículos mais rudimentares de transporte de
carga, por exemplo, emitiam ruídos característicos que mudavam a entonação
quando alguma falha estava para ocorrer. A partir de 1800, este fenômeno começou
a ser utilizado para avaliar a integridade estrutural de embarcações, uma vez que o
carregamento, a idade da madeira utilizada no barco, sistemas de cavernas, etc.,
emitiam ruídos característicos que se correlacionavam com a vida útil da embarcação
permitindo que os tripulantes mais experientes previssem a ruptura. Os ruídos
emitidos pelas rochas que se deslocavam eram utilizados, no passado, para avisos
de terremotos eminentes.
Apesar dos materiais metálicos também emitirem ondas de tensão quando
solicitados, estes sinais não são facilmente perceptíveis ao homem, já que são de
freqüências na faixa de ultra-som, da ordem de 150 kHz.
As ondas elásticas transientes geradas pela liberação rápida de energia de
fontes localizadas internamente no material ou ondas de tensão, produzidas por
movimento repentino em materiais tencionados, são chamadas Emissão Acústica
(EA) do material.
As fontes clássicas de EA estão relacionadas a descontinuidades
provenientes dos processos de deformação tais como crescimento de trinca e
deformação plástica. Uma área portadora de descontinuidades é uma área de
concentração de tensões que, uma vez estimulada térmica ou mecanicamente,
origina uma redistribuição de tensões localizadas. Este mecanismo ocorre com a
liberação de ondas de tensões na forma de ondas mecânicas transientes. A técnica
D.M.Almeida
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
35
consiste em captar esta perturbação no meio através de transdutores piezelétricos
instalados de forma estacionária sobre a estrutura.
O processo de geração e detecção do sinal de EA está ilustrado na Figura
2.11. Movimentos repentinos da fonte produzem ondas de tensão, que são irradiadas
pela estrutura ou componente analisado e excitam o transdutor piezelétrico. Os sinais
dos transdutores são amplificados e medidos gerando dados para avaliação (Maia et
alli, 2003).
Figura 2.11- Princípio Básico do Método de EA
Só existe EA se existe tensão aplicada. As pequenas alterações que ocorrem
nos materiais quando iniciam os processos de fratura (como deformação plástica,
movimentação de deslocações, quebra de inclusões, delaminações, propagação de
trincas, etc.) geram, em maior ou menor grau, uma quantidade de ondas de natureza
acústica, originadas pela liberação de energia associada a estes mecanismos. Como
exemplo de agentes para iniciação destes processos tem-se uma prova de carga
antes da operação, uma variação de carga controlada enquanto a estrutura está em
serviço, teste de fadiga, teste de fluência, etc.
A teoria geral de propagação de ondas é bem estabelecida em acústica por
uma centena de anos. A parte da acústica que estuda a propagação de ondas
elásticas é conhecida como Acústica Física. As características da EA, como fonte de
ondas acústicas são:
• EA vem de uma fonte pontual (a teoria elementar de ondas longitudinais e
transversais é indicada para frentes de ondas planas);
• EA é essencialmente um pulso de tempo de subida de curto deslocamento
(um pulso de velocidade de pequena duração) com o correspondente espectro largo
de freqüência.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
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36
Os sinais de EA podem ser classificados genericamente em dois tipos,
contínuos e abruptos, conforme diagramas na Figura 2.12.
(a) – Sinais contínuos (b) – Sinais Abruptos
Figura 2.12 – Sinais Típicos de EA
Os sinais contínuos de EA são originados nos movimentos de deslocações e
deslizamentos que ocorrem no material. Caracterizam-se por apresentarem um longo
tempo de atividade o que muitas vezes leva a se considerar estes sinais como sendo
de ruídos mecânicos externos ao componente (Vahaviolos, 1980).
Os sinais isolados e abruptos possuem tempo de ocorrência bem definido e
apresentam maiores amplitudes do que os sinais contínuos. Estes sinais estão
associados aos grandes movimentos de grupos de deslocações, microfissuramentos,
quebra de inclusões e outros mecanismos que envolvem grandes taxas de
deformação.
A Figura 2.13 apresenta um sinal típico de EA e os principais parâmetros que são
coletados pelo equipamento de detecção, como amplitude, contagem, a área abaixo
do envelope de sinais retificados, uma medida de energia, em inglês MARSE
(measured area under the rectified signal envelope), limiar sonoro, duração e tempo
de subida.
Figura 2.13– Sinal de emissão acústica e seus principais parâmetros.
D.M.Almeida
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37
A falha catastrófica de um sistema é indicada pelo aumento exponencial dos
sinais de contagem associado ao aumento da intensidade dos sinais de amplitude
(Vahaviolos, 1980).
A Tabela 2.1 resume, de modo genérico, os efeitos mecânico-metalúrgicos na
geração de sinais acústicos.
Tabela 2.1– Fatores que influem na detecção de EA (Dunegan, 1971)
Fatores que resultam em
grandes amplitudes
Fatores que resultam em
baixas amplitudes
• Grandes taxas de deformação
• Aços de alta resistência
• Anisotropia
• Heterogeneidades
• Grandes espessuras
• Fraturas Frágeis
• Baixas temperaturas
• Presença de entalhes
• Presença de transformações
martensíticas
• Propagação de trincas
• Materiais fundidos
• Granulação grosseira
• Baixas taxas de deformação
• Aços de baixa resistência
• Isotropia
• Homogeneidades
• Pequenas espessuras
• Fraturas dúcteis
• Altas temperaturas
• Ausência de entalhes
• Transformações de fase por difusão
• Materiais forjados e laminados
• Granulação fina
Na Figura 2.14 são apresentados os tamanhos das fontes de EA versus as
amplitudes do sinal para diversos fenômenos. Pode se observar que esta técnica é
capaz de detectar sons emitidos por movimento de fontes pequenas como átomos e
moléculas (10
-10
a 10
-9
m) até sons emitidos por trincas macroscópicas (10
-2
a 10
-1
m).
Quanto à amplitude dos sinais, fontes associadas a mecanismos mais frágeis, como a
formação de maclas ou trincas que atravessam a espessura de revestimento, geram
sons de maior amplitude. Fontes associadas a mecanismos mais dúcteis como
movimento de deslocações ou microtrincas produzem sons de amplitudes mais
baixas.
D.M.Almeida
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
38
Figura 2.14-Escala do processo de fontes de EA
2.5.1 - Fatores metalúrgicos associados à atividade de EA dos metais
2.5.1.1 - Movimento de Deslocações
Para que o movimento de deslocações produza um sinal forte e detectável
pelos sensores atuais de EA, é necessário que ocorra simultaneamente um grande
número de movimentos restritos a um pequeno volume (Heiple and Carpenter, 1987).
Um mecanismo proposto onde estes fatores atuam é o de uma avalanche de
movimentos em um pequeno volume de material. Um exemplo seria o de um grupo
de deslocações aprisionadas, submetido a um acréscimo de tensão até o momento
em que superam o obstáculo produzindo assim sinal detectável (James and
Carpenter, 1971). De acordo com este mecanismo, a taxa de eventos que provocam
EA é dependente do aumento da densidade de deslocações em movimento,
parecendo pouco importante sua densidade total no material. Isto implica que
D.M.Almeida
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REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
39
processos associados com a conversão de deslocações imóveis em móveis podem
ser mais importantes do que as novas fontes de deslocações.
Nos materiais como aços ferríticos, justificam-se as pequenas alterações de
tensão que ocorrem no momento do escoamento como sendo grupos de deslocações
que superam o aprisionamento feito por atmosferas do soluto. A Figura 2.15
apresenta a atividade acústica obtida em um ensaio de tração de um aço ARMCO,
identificando-se uma forte atividade na região relativa ao escoamento (Higgings e
Carpenter, 1978).
Figura 2.15 – Correlação de resultados obtidos em um ensaio de tração de um corpo de
prova em aço ARMCO (Taxa de deformação plástica / Contagem de EA / Tensão Aplicada) x
Tempo do ensaio.
A Figura 2.16 apresenta um comportamento semelhante para a liga de
alumínio 5083 (Baram e Rosen, 1979). Pequenas oscilações de tensão no momento
do escoamento do material são identificadas também por uma forte atividade
acústica.
Moorthy e colaboradores observaram grandes picos de atividade acústica
antes do escoamento macroscópico e interpretaram como a ocorrência de
microdeformações anelásticas e plásticas, atribuídas a geração de deslocações por
fontes no interior dos grãos (Moorthy, 1995). Esta abordagem indica que antes do
escoamento macroscópico determinado pelas normas de engenharia, já ocorre
movimento de deslocações e plasticidade localizada como sugerido por Dieter
(Dieter, .1986).
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
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40
No mesmo trabalho Moorthy e colaboradores relacionaram a presença de
vários picos nas vizinhanças do escoamento macroscópico a fontes de deslocações
nos contornos de grãos ativadas por empilhamento, “pile ups”. A queda de atividade
acústica após o escoamento macroscópico foi relacionada ao aumento na densidade
de deslocações e queda de seu livre percurso médio, (Bohlen, 2004)
Os fatores metalúrgicos de quantificação mais simples e que interagem com
as deslocações resultando em uma maior ou menor atividade têm tido preferência na
justificativa de se avaliar o comportamento acústico de um determinado material.
Figura 2.16 – Correlação entre um ensaio de tração de uma liga de alumínio 5083 e a
atividade acústica (Baram e Rosen, 1979).
2.5.1.2 - Heterogeneidade da Microestrutura
A heterogeneidade da microestrutura está intimamente ligada à emissividade
acústica dos materiais. No caso dos aços, por exemplo, a fratura da perlita é uma
fonte intensa de EA, podendo-se comprovar isto com o mesmo material na condição
de esferoidizado (Palmer, 1973). A esferoidização da microestrutura do aço acarreta
uma diminuição na quantidade de eventos acústicos.
2.5.1.3 - Efeito do tamanho de grão
A atividade acústica do material aumenta à medida que a granulação também
aumenta, até se atingir um valor máximo a partir do qual a atividade acústica
decresce. Este comportamento parece estar relacionado a dois fatores competitivos:
à medida que o grão se torna maior, as deslocações têm mais espaço para se
D.M.Almeida
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41
movimentar, o que leva a sinais de maior energia e quantidade. Entretanto, à medida
que o grão cresce, a área de contorno cai, diminuindo as fontes acústicas
provenientes desta região. Estes dois fatores levam à produção de sinais de grande
amplitude e em menor número à medida que o grão cresce (Frederick e Felbeck,
1972).
2.5.1.4 - Presença do Entalhe
O ensaio de EA, fundamentando-se na detecção de descontinuidades em
propagação, deve atuar em quase todas as etapas do processo de fratura. As
micropropagações de trincas acarretam uma grande liberação de energia produzindo
sinais facilmente detectáveis. Desta forma, o processo de fratura a partir de uma
trinca pode ser dividido em duas etapas: a primeira envolvendo plastificação na
extremidade da trinca, produzindo sinais acústicos de baixa intensidade, inicia-se com
níveis de tensão bem abaixo da tensão crítica; a segunda etapa é a propagação de
microtrincas que produz sinais de grande amplitude, ocorrendo provavelmente só em
tensões próximas ao colapso do componente estrutural.
Por estas características a EA apresenta-se como uma ferramenta útil para
acompanhamento de ensaios de tenacidade.
2.5.2 - Critérios de Análise dos Resultados
O estabelecimento de critérios de análise dos resultados é um dos pontos
mais polêmicos do ensaio de Emissão Acústica. Uma vez que a atividade acústica do
material depende de inúmeros fatores, fatores estes nem sempre relacionados com a
existência de uma descontinuidade em propagação no material, torna-se
extremamente difícil estabelecer um critério universal.
Outro fator que dificulta o estabelecimento de critérios gerais é a
diferenciação entre os equipamentos de emissão acústica. Uma vez que os sinais
detectados podem ser tratados diferentemente em equipamentos de fabricantes
diferentes, a comparação entre os resultados fica notadamente comprometida.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
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42
Devido às dificuldades apresentadas e à ausência de normas técnicas
consistentes, a definição de um critério para análise de resultados de EA é baseada
em parâmetros experimentais levantados de incontáveis estudos.
O critério BRASITEST, por exemplo, estabelece valores quantitativos para a
análise dos dados de EA baseado no comportamento da energia sonora durante o
teste, Tabela 2.2 e Tabela 2.3 (Feres, 1987).
Tabela 2.2 - Critério de classificação de fontes de EA em função do número de eventos e da
energia liberada
Valor da Energia Número de Eventos Tipo de Fonte Recomendação
Para TESTE HIDROSTÁTICO
0 a 10.000 Maior que 5 D Irrelevante
1.000 a 2.000 Maior que 0 C Acompanhar
2.000 a 10.000 Entre 0 e 5 B Inspecionar
Para TESTES EM OPERAÇÃO
0 a 1.000 Entre o e 30 D Irrelevante
0 a 1.000 Maior que 30 C Registrar
1.000 a 2.000 Maior que 0 B Inspecionar
2.000 a 10.000 Entre 0 e 2 B Inspecionar
2.000 a 10.000 Maior que 2 A Inspecionar
Tabela 2.3 - Classificação das Fontes
Fonte A: Caracteriza um estado de comprometimento estrutural, devendo-se
interromper o ensaio para não danificar o componente;
Fonte B: Indica descontinuidade estrutural em evolução, devendo-se interromper o
ensaio para inspeção detalhada com os ensaio não destrutivos
convencionais;
Fonte C: Indica fontes que não são críticas no momento, mas que poderão ser no
futuro;
Fonte D: Fonte irrelevante sem risco estrutural.
2.6 - Ensaio de Implante
O ensaio de implante foi desenvolvido originalmente por Granjon na década
de 60 para determinação de diagramas de transformação de aços ao curso do
resfriamento contínuo que acompanha uma operação de soldagem (Granjon, 1970).
Consiste em inserir uma pequena amostra cilíndrica (implante) do material em estudo
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
43
dentro de um orifício especialmente realizado numa chapa, até ficar rente com a
superfície. Depois é efetuado um passe de solda sobre a superfície da chapa do
implante fundindo sua extremidade. O corpo de prova assim produzido é então
carregado de forma estática e sua resposta acompanhada por dispositivos de coleta
de dados. A característica mais importante da máquina de ensaio de implante é a
axialidade de aplicação de carga durante o ensaio (Silva, 2001).
A Figura 2.17 mostra um esquema do ensaio e as aplicações que têm sido
dadas ao mesmo por vários autores. A consideração básica que justifica o uso deste
ensaio é o fato de que à mesma distância d a partir da linha de fusão do cordão de
solda, os ciclos térmicos nos pontos B, do implante, e A da chapa de base, são
praticamente os mesmos, sempre e quando as propriedades termofísicas dos
materiais do implante e da chapa sejam similares. Em conseqüência, todos os
fenômenos associados com o ciclo térmico de soldagem podem ser reproduzidos
nesse cilindro de pequenas dimensões (Niño, 2003).
O ensaio de implante, quando comparado com outras técnicas que operam
com cargas externas, distingue-se pela pequena quantidade de material necessária a
sua realização e pelas baixas cargas reais requeridas. O ensaio é sensível á
microestrutura da ZTA e mantém o controle independente de carga aplicada (Silva,
2003)
Figura 2.17– Esquema do Ensaio de Implante e suas aplicações (Niño, 2003)
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
44
3 - MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
3.1 - Materiais
O desenvolvimento do trabalho envolveu o estudo de dois aços de alta
resistência e baixa liga da família API Classe 5L Grau B. Estes aços são geralmente
usados para fabricação de dutos que trabalham a media e alta pressão e onde há a
preocupação com a economia de peso, são aços de tensão de escoamento mínima
de 483MPa (X70) e 552MPa (X80) (API, 2000).
Um dos aços faz parte de um projeto relacionado à produção e aplicação de
aços da classe API 5L X80 de fabricação nacional
(KOJIMA, 2002). As amostras
foram fornecidas em forma de tubo de aço com espessura de parede de 16,0mm e
diâmetro de 762mm (30’) Sua microestrutura original apresenta estrias de laminação
com grãos de ferrita achatados de aproximadamente 9μm de largura e 19μm de
comprimento (Figura 3.1 a e b) e estrias alargadas de bainita e constituinte M-A, A
proporção dos microconstituintes é de aproximadamente 8% de M-A, 12% de bainita
e 80% de ferrita poligonal com detalhes apresentados na Figura 3.1c. Este aço passa
a ser denominado de bainítico.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
45
a) 100x b) 500x
c) 3000x detalhe da bainita e do M-A
Figura 3. 1 - Microestrutura original do aço bainítico
O outro aço faz parte de um lote de chapas com espessura de 16,0mm
destinadas à fabricação de tubos com especificação API 5L X70. Embora a definição
da classe do aço pela norma API só seja feita após os procedimentos de
conformação para tubo, a chapa foi usada para representar o comportamento do
material perlítico sob as condições em estudo. Sua microestrutura apresenta forma
estriada típica de material laminado, com grãos de ferrita achatados com
aproximadamente 10μm de largura e 29μm de comprimento (Figura 3.2 a e b). A
proporção dos microconstituintes é de aproximadamente 24% de perlita e 76% de
ferrita poligonal. A perlita apresenta lamelas finas conforme mostra a Figura 3.2c.
Este aço passa a ser denominado de perlítico.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
46
a) 125x b) 625x
c) 1000x detalhe das lamelas
Figura 3. 2
- Microestrutura original do aço perlítico
A Tabela 3.1 apresenta as composições químicas obtidas por espectroscopia
de massa, e os valores de CE
IIW
e P
cm
(YUROCA, 2001).
Tabela 3. 1 – Composições Químicas
Elemento
Material
C Si Mn P S Cr Ni Al
Perlítico 0,121 0,260 0,920 0,014 0,008 0,000 0,007 0,002
Bainítico 0,050 0,260 1,720 0,019 0,008 0,210 0,040 0,051
Elemento
Material
Cu Nb Ti Mo V B CE
IIW
P
CM
Perlítico 0,008 0,006 0,005 0,000 0,004 0,000 0,276 0,177
Bainítico 0,013 0,058 0,011 0,150 0,005 0,000 0,413 0,167
3.2 - Procedimentos
3.2.1 - Soldagem por Eletrodo Revestido
As análises iniciais envolveram a confecção de juntas soldadas usando o
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
47
processo de Eletrodo Revestido, corriqueiramente utilizado em serviço.
3.2.1.1 - A Soldagem dos Tubos de Aço Bainítico
Alguns anéis dos tubos de API X80 foram preparados para a soldagem com
usinagem de chanfro, corte de arcos e montagem conforme a Figura 3.3
Corpos de Prova em arcos
Peças de ~ 600 mm
Fatiada em 2x70 mm
Dimensões transversais
Figura 3. 3 - Dimensionamento e fotos de corpo de prova de X80 preparado para soldagem.
Estes corpos de prova foram soldados segundo as especificações de
procedimentos, fornecida pela TEKINT na soldagem experimental de tubos com
eletrodos da ESAB apresentadas na Tabela 3.1.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
48
Tabela 3.1 – Especificação de Procedimentos de Soldagem API X80
Processo de Soldagem: SMAW Tipo: Manual
Metal de Base: API 5L X80
Diâmetro Externo: 762 mm
Espessura: 16,0mm
Junta: V
Croquis da Junta
Metais de Adição
Passe
Raiz/2°Passe Enchimento Acabamento
Diâmetro
3,25 mm 4,0 mm 4,0 mm
Especificação
A 5.5-96 A 5.5-96 A 5.5-96
Classificação
E 8010-G E 8010-G E 8010-G
Seqüência de Passes
Pré Aquecimento Tempo entre Passes
Temp. Pré Aq.: Remover umidade
Temp. Entre Passes: 200°C max.
Tempo max. entre Raiz e 2°Passe: 60 min
Tempo max. entre 2° passe e demais: 60 min
Técnica
Cordão: Filetado Limpeza: Esmerilhamento/escovamento
Corrente: Contínua Polaridade: Raiz (+); Enchimento/ Acabamento (+)
Passe Corrente (A) Tensão (V) Velocidade (mm/s) H [kJ/mm]
Raiz
61,36 27,80 0,80 1,70
2° Passe
70,20 26,80 1,90 0,79
Enchimento
90,70 26,38 1,39 1,51
Acabamento
95,36 27,50 1,53 1,40
**Rendimento Térmico – 0,79 (Machado, 2000)
3.2.1.2 - A Soldagem das Placas de Aço Perlítico
As chapas de API X70 foram preparadas conforme o diagrama apresentado
na Figura 3.1 e soldadas segundo as especificações de procedimentos de soldagem
da Tabela 3.2.
Figura 3.1– Dimensionamento dos corpos de prova de soldagem do API X70
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
49
Tabela 3.2 – Especificação de Procedimento de Soldagem API X70
Processo de Soldagem: SMAW Tipo: Manual
Metal de Base: API 5L X70
Chapa:250,0 mm
Espessura: 16,0mm
Junta: V
Croquis da Junta
Metais de Adição
Passe
Raiz/2°Passe Enchimento Acabamento
Diâmetro
3,25 mm 4,0 mm 4,0 mm
Especificação
A 5.5-96 A 5.5-96 A 5.5-96
Classificação
E 8010-G E 8010-G E 8010-G
Seqüência de Passes
Pré Aquecimento Tempo entre Passes
Temp. Pré Aq.: Remover umidade
Temp. Entre Passes: 200°C max.
Tempo max. entre Raiz e 2°Passe: 60 min
Tempo max. entre 2° passe e demais: 60 min
Técnica
Cordão: Filetado Limpeza: Esmerilhamento/escovamento
Corrente: Contínua Polaridade: Raiz (+); Enchimento/ Acabamento (+)
Passe Corrente (A) Tensão (V) Velocidade (mm/s) H [kJ/mm]
Raiz
58,00 27,00 0,95 1,32
2° Passe
77,00 27,00 1,62 1,03
Enchimento
92,50 28,00 1,34 1,64
Acabamento
86,00 27,50 1,54 1,24
**Rendimento Térmico – 0,79 (Machado, 2000)
3.2.2 - Ensaio de Tração
Para orientar a realização dos testes de implante, foram realizados ensaios
de tração dos aços em estudo de acordo com a norma ASTM E 8M – 96a, em uma
máquina Instron Floor-Model TTDML de 100kN de capacidade. A taxa de deformação
utilizada foi de 8,3x10
-6
m/s (0,05cm/min) e os dados coletados em um registrador
gráfico.
Os corpos de prova foram usinados segundo o diagrama da Figura 3.2. Sua
denominação inclui o material, X80 para o aço bainítico e USI o aço perlítico, a
numeração, 1 para o primeiro corpo de prova ensaiado e assim por diante, e a
indicação TR para ensaio de tração.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
50
O ensaio do corpo de prova X801-TR, foi realizado com uma taxa deformação
de 16,7 x10
-6
m/s (0,1cm/min). O ensaio do corpo de prova X803-TR sofreu um ciclo
de carga/descarga antes de atingida a da tensão de escoamento.
Figura 3.2 – Corpo de prova de tração, dimensões em [mm]
Foi feita também a caracterização do comportamento à tração dos aços
quanto à geração de sinais por EA.
3.2.3 - Teste de Implante
A opção pelo Teste de Implante para o estudo do comportamento à fratura da
ZTA se deu graças a sua especificidade, à pequena quantidade de material
necessária à confecção dos corpos de prova e às baixas cargas efetivas requeridas.
Estudar a ZTA através de ensaio de tração de uma amostra retirada de uma
junta soldada, envolveria a influência do Metal de Solda que neste caso, devido ao
entalhe na ZTA, é desconsiderável.
Para o teste, corpos de prova cilíndricos, conforme a Figura 3.3, foram
usinados do material a ser testado, entalhados, aferidos, alguns aleatóriamente em
projetor de perfis e o restante em paquímetro, e colocados através de um furo em
placas base de aço com condutividade térmica equivalente à do material dos pinos. A
usinagem dos pinos segue a direção de laminação dos aços. Então um cordão de
solda é depositado na placa, fundindo a extremidade do implante, Figura 3.4.
A denominação dos corpos de prova, a exemplo das amostras de tração,
inclui o material, X80 para o aço bainítico e USI o aço perlítico, a numeração, segindo
a ordem de aferição de dimensões 1, 2 e assim por diante, e a indicação IMP para
ensaio de implante.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
51
a) Posição de extração do material para os
pinos de implante
b) Corpo de prova de implante
Figura 3.3 – Diagramas dos pinos de Implante
a) Rosca do pino de
implante
b) Pino de implante e placa
base
c) Pinos soldados
Figura 3.4 – Fotos de pinos de implante
Os pinos foram soldados na chapa de suporte por um robô com seis graus de
liberdade, equipado com dispositivo para soldagem GMAW, do Laboratório de
Robótica, Soldagem e Simulação do DEMEC/UFMG, Figura 3.5. A fonte de energia
foi a máquina de solda Motoarc 450 da Motoman. Os parâmetros utilizados são
apresentados na Tabela 3.4 e calibrados através da placa de aquisição de dados
DAQBOARD/2000.
Os parâmetros utilizados foram levantados por Araújo, para o arame tubular
com núcleo metálico (Araújo, 2004), e por Soragi, para o arame tubular com núcleo
não metálico (Soragi, 2004), e escolhidos visando utilização de processos
automatizados de soldagem, embora as soldas de campo de tubulações com costura
sejam realizadas atualmente por eletrodo revestido. O aporte térmico utilizado é
compatível com o processo manual apesar da velocidade de soldagem ser grande
para este tipo de processo.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
52
Figura 3.5 – Soldagem dos pinos de implante
Tabela 3.3 – Especificação do Procedimento de Soldagem dos pinos de implante
Processo de Soldagem: Arame
Tubular com núcleo metálico- MC
Tipo:
Robotizado
Posição:
Plana
Eletrodo:
E70C-6M,
φ
= 1,2mm
Corrente: Contínua Polaridade: (+)
Stick out [mm] Corrente [A] Tensão [V] Velocidade [mm/s] H [kJ/mm]
10 198 18 5,0 0,71
Processo de Soldagem: Arame
Tubular com núcleo não metálico- FC
Tipo:
Robotizado
Posição:
Plana
Eletrodo:
E71T-G
Corrente: Contínua Polaridade: (+)
Stick out [mm] Corrente [A] Tensão [V] Velocidade [mm/s] H [kJ/mm]
19 130 28 4,0 0,91
*Gás de proteção – 25% N + 75% Ar vazão de 15l/min
**Rendimento Térmico – 0,79 (Machado, 2000)
Três pinos de cada material sem serem ensaiados foram cotados, embutidos e
submetidos a análise metalográfica servindo de amostra padrão para efeitos de
comparação com os pinos ensaiados, Figura 3.9.
a) Foto da amostra padrão b) Detalhe da macrografia da amostra padrão
Figura 3.6 – Amostra padrão preparada
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
53
Os testes de implante foram realizados no equipamento desenvolvido por Silva
(Silva, 2003) mostrado na Figura 3.10. O carregamento da máquina é feito
manualmente conjugando-se pesos do tipo usado em máquinas de exercícios físicos,
de massas de 20kg, 10kg, 5kg, 2kg, 1kg até se atingir o valor desejado. As regiões de
instabilidade relativa aos impulsos impostos quando dos carregamentos, aparecem
nas curvas de tensão como oscilações de valores nas extremidades dos patamares
de carga.
a) Foto do equipamento de implante b) Detalhe da posição dos CPs
Figura 3.10 – Equipamento de teste de implante
A reação do pino ao carregamento foi monitorada pelo sistema de aquisição
de dados DAQBOARD/2000 através de medidas da força aplicada a uma célula de
carga acoplada à garra do pino, Figura 3.11.
Figura 3.11 - Detalhe da célula de carga
O carregamento dos pinos foi feito em patamares de carga até o rompimento
para coleta de sinais de EA, processo que permite o surgimento e a movimentação de
defeitos, como deslocações e trincas, de forma lenta. Os patamares de carga e os
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
54
intervalos de tempo utilizados não foram uniformizados visando observar diferenças
de comportamento acústico.
3.2.4 - Ciclo Térmico da Soldagem
Após os testes preliminares de implante observou-se onde ocorria a fratura e
foram feitas medidas de temperatura buscando conhecer o ciclo térmico da soldagem
nesta região.
Um conjunto de pinos foi preparado com um termopar soldado por descarga
capacitiva no local de observação da temperatura conforme Figura 3.12 As medidas
da temperatura foram coletadas a cada 0,04s e registradas por um sistema de
aquisição de dados já citado.
Figura 3.12 – Pino de implante com termopar
Para efeito de comparação com os valores obtidos experimentalmente, a
temperatura de pico na região de fratura foi calculada usando uma equação
modificada de Rosenthal, Equação 3.1 (Machado, 2000), similar à Equação 2.5, onde:
T
p
é a temperatura de pico no ponto considerado,
T
0
é a temperatura inicial,
H é o aporte térmico do processo,
y
p
é a distância da Linha de Fusão,
ρ é a densidade do material,
c é o calor específico do material,
g é a espessura da chapa suporte.
()
(
)
()
()
HcgyeTT
TTH
TT
pf
f
p
+−
−
=−
ρπ
2
1
0
0
0
2
Equação 3.1
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
55
3.2.5 - O Ensaio de Microdureza
A análise de microestrutura foi acompanhada por ensaios de microdureza
Vickers realizados com carga de 100gr por 15s, segundo perfis com esquema
mostrado na Figua 3.13 a e b, para as juntas soldadas por eletrodo revestido e para
as amostras padrão de implante. A distância entre indentações seguiu a
recomendação de três vezes ao tamanho da diagonal anterior. A linha de fusão foi
usada como refência para o início dos ensaios tanto em direção ao metal de solda
quanto em direção ao metal de base.
a) Microdureza das juntas soldadas b) Microdureza dos pinos de implante
Figura 3.13 – Representação esquemática dos ensaios de microdureza
3.2.6 - O Ensaio de Emissão Acústica
Os ensaios de EA visaram à caracterização dos sinais acústicos gerados
durante os ensaios de tração e a caracterização dos sinais gerados durante os testes
de implante, buscando relacioná-los com processos de fontes de EA.
O equipamento de emissão acústica utilizado foi um MISTRAS 2001, de
fabricação da Physical Acoustics Corporation (PAC). A Figura 3.14 apresenta o
sistema de emissão acústica que possui uma placa com dois canais para dois
sensores, processador de sinal e dois amplificadores principais (internos ao
equipamento), um monitor para acompanhamento do ensaio, um equipamento de
gravação (disco rígido interno).
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
56
Figura 3.14 - Equipamento para ensaio de emissão acústica, com acessórios utilizados.
Para fazer a caracterização do comportamento à tração dos aços quanto à
geração de sinais por EA, foram usados dois sensores R 80 localizados sobre as
garras de fixação dos corpos de prova na máquina, os sinais de EA foram coletados
conforme diagrama da Figura 3.15.
Figura 3.15 – Diagrama de teste de tração acompanhado por EA
Para acompanhar os sinais acústicos gerados durante os testes de implante
foram instalados dois sensores de EA do tipo R 80 um próximo à extremidade
soldada do pino, região da fratura, e o outro na garra de carregamento da máquina,
no comprimento máximo do pino, conforme a Figura 3.16.
Os parâmetros de EA analisados foram Amplitude medida em decibéis de
emissão acústica [dBEA], Energia do pacote de sinais medida em decibéis de
emissão acústica quadrado [dB²], limiar sonoro ou limite de audição do sensor medido
em decibéis de emissão acústica [dBEA] e número de Contagem.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
57
a) Detalhe do pino superior – Canal 1 b) Detalhe do pino inferior – Canal 2
Figura 3.16 – Fotos dos sensores de EA
3.2.7 - Análise Metalográfica
A preparação metalográfica de amostras de juntas soldadas por eletrodo
revestido envolveu o corte das juntas na direção transversal à direção de soldagem, o
processo de polimento metalográfico convencional e o ataque químico para revelar a
microestrutura.
As amostras metalográficas de pinos de implante soldados envolveram conte
dos pinos e das chapas suporte até atingir um tamanho passível de embutimento a
quente com posterior polimento convencional e ataque químico. Estas amostras
foram preparadas para servir de referência quanto às microestruturas obtidas em
relação à posição dos entalhes.
O ataque químico usado nos aços perlíticos foi de Nital a 1 %, com tempos da
ordem de 15 a 30s para revelar a fina estrutura de grãos e subgrãos.
Quanto ao aço bainítico, foi usado o ataque de Le Pera, um ataque
diferenciado em que o ácido pícrico corroe a matriz ferrítica e o metabissulfito de
sódio diferencia a bainita e o constituinte M-A (LePera, 1980).
As análises por Microscopia Ópitica foram feitas com o auxílio de sistemas
digitais de aquisição de imagem com aumentos que variaram de 10 a 1250x
permitindo a análise macrográfica e micrográfica das amostras.
As análises por Microscopia Eletrônica de Varredura foram feitas por elétrons
secundários usado tensões entre 20kV e 30kV. Para melhorar o contato elétrico
algumas amostras fora embutidas com exposição do fundo, em outras o contato foi
estabelecido através de adesivos ou venizes de grafite em pó e um terceiro grupo foi
metalizado com ouro.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
58
Pinos fraturados dos dois materiais foram embutidos segundo o comprimento
e preparados metalograficamente com o mesmo procedimento anterior para a
observação da microestrutura do metal de base até a região da fratura conforme
Figura 3.17.
Figura 3.17 – Diagrama de amostra metalográfica de um pino fraturado
O interesse das análises metalográficas esteve voltado para as
microestruturas produzidas na ZTA das juntas soldadas conforme o foco deste
estudo.
3.2.8 - Análise de Fratura
As superfícies de fratura dos corpos de prova de tração ensaiados foram
fotografadas por Microscopia Óptica e Eletrônica de Varredura para a caracterização
dos mecanismos de fratura atuantes..
As amostras fraturadas nos Testes de Implante tiveram suas superfícies de
fratura analisadas “in natura” e depois polidas para a análise melalográfica.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
59
4 - RESULTADOS
4.1 - Aço Bainítico – X80
4.1.1 - Observação da Junta Soldada – X80
A macrografia de uma lateral da junta soldada do aço bainítico é apresentada
na Figura 4.1 onde pode ser vista a ZTA
Figura 4.1 – Montagem de macrografias da junta soldada do aço bainítico - 10x de aumento
O perfil de microdureza deste aço é apresentado na Figura 4.2 onde também
aparecem as microestruturas da região de grãos grosseiros (ZTA GG) vizinha à LF e
a região da ZTA vizinha ao MB.
Perfil de dureza - Junta Soldada - X80
170,0
180,0
190,0
200,0
210,0
220,0
230,0
240,0
250,0
260,0
270,0
0,00 5,00 10,00 15,00 20,00 25,00 30,00
Posição [mm]
Dureza [HV]
Dureza - Centro Dureza - 3mm
Metal de Solda
3mm
Metal de Solda Centro
ZTA
Centro
ZTA
Centro
ZTA
3mm
ZTA
3mm
ZTA GG
ZTA - MB
* a marca x indica a LF para as medidas no centro da junta
** a marca + indica a LF na medida a 3mm do centro em direção à raiz
Figura 4.2 – Perfil de dureza da junta soldada do X80 e exemplos de microestruturas.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
60
Pode-se observar que não acontece a formação de martensita, o que era
esperado pela pequena quantidade de carbono (0,05% em peso) na liga.
4.1.2 - Ensaios de Tração – X80
A Figura 4.3 apresenta as curvas Tensão x Deformação para as amostras do
aço bainítico X80. As curvas não mostram mudança significativa de comportamento
devido à diferença de velocidades de deformação entre os cps X80-1-Tr e X80-2-Tr.
A curva tracejada (em verde) apresenta os dois ciclos de carregamento do cp X80-3-
Tr. O carregamento em dois ciclos foi feito visando observar o comportamento dos
sinais de EA durante o segundo carregamento.
Aço Bainítico - X 80 Ensaio de Traçáo - TR
Tensão x Deformação
0
100
200
300
400
500
600
700
0 5 10 15 20 25 30
Deformação [%]
Tensão [MPa]
X80-1-TR X80-2-TR X80-3-TR
Figura 4.3 - Curvas Tensão x Deformação para as amostras do aço bainítico
A Tabela 4.1 apresenta os valores médios da tensão de escoamento, limite
de resistência, tensão de ruptura, alongamento e redução de área.
Tabela 4.1 - Valores Médios das Propriedades Mecânicas à Tração –X80
σ
y
[MPa]
UTS[MPa]
σ
r
[MPa] **ΔL[%]
*RA[%]
Bainítico (X80)
567 653 387 22 67
*
[]
100%
0
0
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
−
=
A
AA
RA
f
onde
(
)
4
21
DD
A
f
π
= ; ** L
0
=30mm
A Figura 4.4 apresenta as curvas Tensão x Deformação considerando apenas
o 2
o
carregamento do cp X80-3-Tr para facilitar a comparação. Observa-se que as
tensões alcançadas e a deformação total são inferiores às dos outros corpos de prova
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
61
indicando que o 1
o
ciclo de carregamento influenciou o comportamento do material
quando do 2
o
ciclo.
Aço Bainítico - X80 Ensaio de Tração - Tr
Tensão x Defromação
Comparação de comportamento - 2 carregamento X80-3-Tr
0
100
200
300
400
500
600
700
0 2 4 6 8 1012141618202224
Deformação [%]
Tensão [MPa]
X80-1-TR X80-2-TR X80-3-TR
Figura 4.4 - Curvas Tensão x Deformação para as amostras do aço bainítico excluído o 1
o
ciclo de carregamento do cp X80-3-Tr
Os corpos de prova de tração fraturados são apresentados na Figura 4.5 e as
faces de fratura na Figura 4.6.
Figura 4.5 - CPs de tração fraturados - X80
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
62
a) X80-1 Tr - 20x b) X80-2 Tr - 20x c) X80-3 Tr - 20x
Figura 4.6 – Fotos das superfícies de fratura dos corpos de prova de tração – X80
As faces de fratura são similares e apresentam assimetria de diâmetros da
ordem de 49%.
Devido à semelhança, apenas uma amostra foi analisada por microscopia
eletrônica com imagens mostradas na Figura 4.7.
a) Face de fratura – 30x
b) Detalhe de um dos desníveis do centro
da fratura – 400x
c) Aparência da fratura na borda da amostra
- 750x
d) Aparência da fratura no centro da
amostra - 800x
Figura 4.7- Imagens de fratura do cp X802-Tr por MEV
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
63
A semelhança de comportamento à tração acontece também nos resultados
de EA o que nos leva a apresentar aqui, em detalhes apenas os resultados do cp
X80-2-Tr. Os parâmetros escolhidos para apresentação do ensaio por EA são:
amplitude, energia, contagem e freqüência.
Na Figura 4.8 apresenta-se os gráficos referentes aos parâmetros limiar
sonoro (threshold) e freqüência média (AVGFREQ) durante o ensaio de tração para o
cp X802-Tr. Observa-se que a maior concentração de sinais está localizada na região
elástica, próximo aos limites de escoamento para o material, por isso o limiar sonoro
foi se ajustando para cima até que o material atingisse o patamar de escoamento
macroscópico. A partir daí observa-se o ajuste para baixo até o patamar inicial do
ensaio que é de 30dB.
0 200 400 600 800 1000
0
100
200
300
400
500
600
700
0 200 400 600 800 1000
30
40
50
60
Teste Tração X802-TR
Threshold [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX802TR
canal1Threshold
canal2Threshold
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900
0
100
200
300
400
500
600
700
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900
0
200
400
600
800
1000
1200
Teste Tração X802-TR
Frequência [kHz]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX802TR
AVGFREQC1X802TR
AVGFREQC2X802TR
a) Limiar sonoro (“threshold”) b) Freqüência média (“AVGFREQ”)
Figura 4.8 - Comportamento dos sinais de emissão acústica parâmetros limiar sonoro
(“threshold”) e freqüência média (“AVGFREQ”) para o aço bainítico (X80) durante o ensaio de
tração.
A Figura 4.9 apresenta os resultados obtidos por EA, durante o ensaio de
tração para o aço bainítico. Estas curvas comparam o comportamento de tensão x
tempo com os registros de EA sincronizados, as curvas (a) apresentam o ensaio
completo e as (b) o ampliação do trexo elástico.
Expandida a curva da região elástica observa-se mudanças em sua
inclinação em torno de 290Mpa, indicadas por retas tracejadas na curva Tensão,
Amplitude x Deformação, correspondendo a aproximadamente 50% da tensão de
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
64
escoamento. Os sinais de amplitude variam de 30dB, valor mínimo do limiar sonoro
(threshold), a aproximadamente a 80dB, próximo ao limite de escoamento. Fenomeno
similar foi observado por Moorthy e identificado como de microescoamento (Moorthy,
1995). Em um estudo dos sinais de EA durante a fratura à tração de materiais cúbicos
de face centrada, Majerus et (Majerus, 2004) observou que os primeiros sinais de
danos ocorreram a níveis de tensão anteriores ao comportamento não linear. Nukulin
et alli (Nikulin, 1999) também observaram atividade acústica nos estágios iniciais de
carregamento e os associaram à presença de segunda fase, que quanto mais grossa
maior atividade acústica provocava.
Observa-se claramente intensa atividade de sinais antes do escoamento
resultante de grande movimentação de fontes de EA, mesmo na região de
comportamento elástico do material, indicando que o ensaio por EA foi capaz de
detectar micro escoamento do material bainítico.
Nas figuras pode-se observar que os maiores valores de amplitude e energia
ocorrem para sinais de EA registrados antes do limite de escoamento. As maiores
contagens de sinais aparecem nos primeiros estágios de carregamento.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
65
0 200 400 600 800 1000
-100
0
100
200
300
400
500
600
700
0 200 400 600 800 1000
30
40
50
60
70
80
Teste Tração X802-TR
Amplitude [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX802TR
C1Amplitude
C2Amplitude
60 80 100 120 140 160 180 200 220
0
100
200
300
400
500
600
60 80 100 120 140 160 180 200 220
30
40
50
60
70
80
Amplitude [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
parteTensaoX802TR
Teste Tração X802-TR
C1ParteAmplitude
C2ParteAmplitude
0 200 400 600 800 1000
0
100
200
300
400
500
600
700
0 200 400 600 800 1000
0
100
200
300
400
500
Teste Tração X802-TR
Energia [dB
2
]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX802TR
C1Energia
C2Energia
60 80 100 120 140 160 180 200 220
0
100
200
300
400
500
600
60 80 100 120 140 160 180 200 220
0
100
200
300
400
500
Teste Tração X802-TR
Energia [dB
2
]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
parteTensaoX802TR
C1ParteEnergia
C2ParteEnergia
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000
0
100
200
300
400
500
600
700
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000
0
200
400
600
800
1000
1200
Teste Tração X802-TR
Contagem
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX802TR
C1Contagem
C2Contagem
60 80 100 120 140 160 180 200 220
0
100
200
300
400
500
600
60 80 100 120 140 160 180 200 220
0
200
400
600
800
1000
1200
Teste Tração X802-TR
Contagem
Tensão [MPa]
Tempo [s]
parteTensaoX802TR
C1ParteContagem
C2ParteContagem
a) Curvas completas b) Expansões do trecho elástico
Figura 4.9 - Comportamento dos sinais de EA durante o ensaio de tração, parâmetros
amplitude, contagem, energia para o aço bainítico (cp X802-Tr).
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
66
Considerando que conforme a literatura (Dunegan, 1971) (Feres, 1987)
fenômenos com grandes contagens e altas amplitudes de sinais são identificados
como frágeis, Pode se observar pelo gráfico amplitude x contagem, Figura 4.10, que
o aço bainítico apresenta poucos sinais com valores de contagem altos, acima de
70dBEA, e com altas amplitudes.
35 40 45 50 55 60 65 70 75 80
0
200
400
600
800
1000
1200
Ensaio de Tração X802-TR
Contagem
Amplitude [dB]
C1Contagem
C2Contagem
Figura 4.10 - Comportamento dos sinais de EA Contagem x Amplitude para o aço bainítico
(X80) durante o ensaio de tração
A Figura 4.11 apresenta os sinais de EA monitorados. A comparação do
comportamento do cp X803 Tr com o X802 Tr, Figura 4.8 e Figura 4.9, mostra que a
grande atividade de sinais antes do escoamento se repete e decai até cessar durante
o intervalo sob carga a uma tensão de 362MPa.
Durante a descarga os sinais reaparecem em tensões abaixo de 145MPa. No
intervalo sem carga a atividade é reduzida, apesar de um pico de contagem de 11051
registros a 405s. Os sinais presentes pouco antes do início do segundo carregamento
podem estar associados ao processo, ajuste de garras por exemplo, mais que ao
material.
O sinais de EA reaparecem efetivamente após a tensão de 376MPa, valor
superior ao do intervalo sob carga. O comportamento a partir deste ponto é similar ao
do cp X802-Tr.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
67
Aço Bainítico Ensaio de Tração - CP X803-Tr
Tensão x Tempo
Monitoramento dos Sinais de EA
0
100
200
300
400
500
600
700
800
0 200 400 600 800 1000 1200
Tempo [s]
Tensão [Mpa] Contagem Energia [dBEA²] Amplitude [dBEA] Limiar Sonoro [dBEA]
Figura 4.11 - Ensaio de tração monitorado por EA – cp X803 Tr.
4.1.3 - Testes de Implante – X80
O estudo da ZTA foi feito através de Testes de Implante onde a
microestrutura, os mecanismos de fratura, a tenacidade e o comportamento acústico
foram acompanhados e analisados.
Os testes de implante apresentam curvas de carregamento como os
exemplos apresentados na Figura 4.12, sendo de uma amostra para cada processo
de soldagem. Quando os resultados de tensão máxima são tratados, observa-se que
seus valores médios para o conjunto de pinos soldados por arame tubular com núcleo
metálico - MC e o conjunto soldado por arame tubular com núcleo não metálico - FC
são semelhantes, Tabela 4.2
Aço Perlítico Ensaio de Implante
Tensão x Tempo
0
100
200
300
400
500
600
700
10 100 1000 10000
Log(Tempo [s])
Tensão [MPa]
Tensão [MPa] CP U1-Imp - Flux Cored Tensão [MPa] CP U12-Imp - Metal Cored
Figura 4.12 – Curvas Tensão x Tempo no ensaio de implante – aço bainítico
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
68
Tabela 4.2 – Valores médios de Tensão Máxima no Implante – aço bainítico
Processo de Soldagem Tensão Máxima Média Desvio Padrão
Arame Tubular com núcleo
metálico- MC
760,51 MPa 50,02 MPa
Arame Tubular com núcleo
não metálico- FC
747,90 MPa 46,47 MPa
Fotos de alguns CPs fraturados são apresentadas nas Figura 4.13 e Figura
4.14. Observa-se que as fraturas ocorreram na mesma posição relativa da ZTA, o
mesmo fio de rosca. Suas aparências são similares e apresentam assimetria de
diâmetros, com diferença de diâmetro da ordem de 9,1% e redução de área de
31,6%.
a) CP X80-19 Imp lateral – 25x b) CP X80-19 Imp secção reta – 25x
a) CP X80-15 Imp lateral – 20x b) CP X80-15 Imp secção reta – 20x
Figura 4.13 – Fotos de CPs de aço bainítico fraturados em ensaio de implante – soldagem
MC
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
69
a) CP X80-03 Imp lateral – 15x b) CP X80-03 Imp secção reta – 20x
a) CP X80-04 Imp lateral – 12x b) CP X80-04 Imp secção reta – 20x
Figura 4.14 - Fotos de CPs de aço bainítico fraturados em ensaio de implante – soldagem FC
Devido à semelhança entre as fraturas de amostras dos dois processo as
análises por MEV foram feitas sem distinção de processo de soldagem. A Figura 4.15
apresenta imagens de fratura típica de pinos de implante, têm aparência dúctil
ocorrendo por mecanismo de coalescimento de vazios (dimples); a região central
mostra a fratura final com planos de cisalhamento.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
70
a) Superfície de fratura - 30x b) Borda da superfície de fratura - 700x
c) Centro da superfície de fratura - 400x d) Centro da superfície de fratura - 800x
Figura 4.15 - Imagens típicas da fratura de um pino de implante de aço bainítico
A macrografia e as micrografias da solda de um pino de aço bainítico
são mostradas na Figura 4.16. Observa-se que a ZTA apresenta um “colar” entre o
fim da região de grãos finos e a região subcrítica, com base na classificação citada
por Liu et all, (1992), localizado entre 0,64 e 1,83mm da linha de fusão. Quando se
comparam os pinos soldados com a amostra padrão, verifica-se que, em relação ao
seu centro, a fratura ocorre pouco abaixo do meio do colar entre as regiões
intercrítica e subcrítica seguindo o entalhe do último fio de rosca.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
71
a) Macrografia do pino padrão - 15x b) Detalhe da região que fratura - 3000x
c) Microestrutura vizinha ao entalhe - 3000x d) Detalhe do componente M-A - 5000
Figura 4.16 - Macrografia típica e detalhes da microestrutura das soldas de pinos de implante
bainíticos
Através do levantamento do ciclo térmico da soldagem, o termopar mediu a
temperatura na região da fratura de seis amostras, com a curva média apresentada
na Figura 4.. Desta curva pode-se verificar que a temperatura confere com a
expectativa de valores na faixa de aquecimento subcrítico atingindo 940 K (667
o
C)
tanto para o aço bainítico quanto para o aço pelítico.
O cálculo feito através da equação modificada de Rosenthal, Equação3.1
conduz a valores da ordem de 20% superiores aos medidos considerando fraturas
que ocorram no limite inferior da região delimitada na Figura 4.16 a), e a valores 40%
superiores considerando fraturas que ocorram no limite superior, Figura 4.18. Os
calculos foram feitos supondo uma geometria bidimensional, a distância variando em
passos de 0,04mm a partir da linha de fusão e a espessura da chapa como 16mm,
espessura da chapa base utilizada. Vale salientar que os cálculos de Rosenthal
consideram o calor específico constante porém as diferenças de valores podem estar
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
72
relacionadas também à geometria assumida que não considera a influência do
comprimento do pino.
Temperatura Média de Pico x Tempo
Ensaio de Implante de pinos
0,00
100,00
200,00
300,00
400,00
500,00
600,00
700,00
0 102030405060
Tempo [s]
Temperatura [C]
Figura 4.17 – Curva de temperatura de pico na ponta do termopar x tempo
Figura 4.18 - Curva de temperatura de pico – Equação modificada de Rosenthal
O perfil de microdureza do aço bainítico, Figura 4.19 não indica a presença
de martensita na ZTA, os valores encontrados também não indicam “amolecimento”
da ZTA, conforme relatado por Batista e colaboradores (Batista et alli, 2002) para a
soldagem do mesmo material a arco submerso.
Existe uma tendência de queda dos valores de microdureza até atingir o
patamar de dureza do metal de base. Esse, por sua vez, apresenta valores
compatíveis com microestrutura ferrítica-bainítica conforme os resultados de Batista
(Batista et alli, 2002).
Temperatura de Pico x Distancia da LF
Equação modificada de Rosenthal
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3
Distancia da LF [mm]
Temperatura [°C]
Limites da Região de
Fratura
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
73
**Os marcadores indicam o início das regiões da ZTA respectivamente grão grosseiro, grão fino, intercrítica,
subcrítica e metal de base.
Figura 4.19 - Perfil de Microdureza do aço bainítico
O caráter anisotrópico da deformação pode ser observado na seqüência
mostrada na Figura 4.20 , estas imagens referen-se à análise metalográfica de um
pino de aço bainítico fraturado onde pode-se observar que a largura da banda de
ferrita se altera da vizinhança da fratura até o MB. As imagens de microestrutura
sugerem um alinhamento das ilhas de M-A na região da fratura, possível efeito do
ciclo térmico da soldagem, este fato tornaria ai a junta soldada mais frágil que o MB.
Microdureza x Distância à LF
Pino de Implante - X80 imp
0,615
0,04
0,993
1,527
1,920
190
210
230
250
270
290
0 0,5 1 1,5 2 2,5
Distância [mm]
Dureza Vickers [Hv]
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
74
a) Ponta da fratura - 150x b) Microestrutura da ponta da fratura – 2000x
c) Microestrutura da ponta da fratura
marcada– 2000x
d) Microestrutura a 1,5mm da ponta da fratura
– 2000x
e) Detalhe da microestrutura a 3,0mm da
ponta da fratura – 2000x
f) Microestrutura a 4,5mm da ponta da fratura,
MB– 2000x
Figura 4.20 - Seqüência da microestrutura do aço bainítico da vizinhança da fratura até o MB
A Figura 4.21 apresenta a atividade acústica de uma amostra de cada
processo de soldagem. A exemplo do que acontece na tração, os sinais de EA
superpostos aos registros de tensão indicam altos níveis de atividade acústica para
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
75
valores de tensões a partir do que seria a tensão de escoamento na tração e mesmo
antes deste nível. Sempre que a carga era aumentada registram-se sinais de
atividade acústica indicando ativação de fontes.
Aço Bainítico Ensaio de Implante
Tensão x Tempo - CP X80-19 Imp
Monitoração de sinais de EA
0
500
1000
1500
2000
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
Tempo [s]
Tensão [MPa] Energia [dBEA²] Amplitude [dBEA] Limiar sonoro [dBEA] Contagem
a) Ensaio de implante monitorado por EA – soldagem por MC
Aço Bainítico Teste de Implante
Tensão x Tempo - CP X80-3 Imp
Monitoração dos sinais de EA
0
500
1000
1500
2000
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
Tempo [s]
Tensão [Mpa] Contagem Energia [dBEA²] Amplitude [dBEA] Limiar Sonoro [dBEA]
b) Ensaio de implante monitorado por EA – soldagem por FC
Figura 4.21 – Curvas Tensão x Tempo ensaios de implante monitoradas por EA – aço
bainítico
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
76
Para possibilitar boa visualização e manter a semelhança de escalas foi
cortado um pico de energia de 45810 dBEA na ruptura para o CP X80 -19 Imp e um
de 56232 dBEA na ruptura do CP X80-3 Imp.
No ensaio do CP X80-3 Imp a massa inicial foi de 40kg com intervalos de
10min e . patamares crescendo de 10 em 10 kg. O CP X80 -19 Imp foi ensaiado com
massa inicial de 46kg com intervalos de 20 min e crescendo para 96, 140 e 150kg.
Vale lembrar que os pesos eram depositados na bandeja da máquina localizada na
extremidade do braço de alavanca que puxa o pino preso à extremidade oposta.
Apesar das diferenças de processos de carregamento e soldagem, os
registros de EA apresentam aspecto semelhante para as diversas amostras
ensaiadas com acúmulo de sinais próximo aos momentos de carregamento, por isto é
apresentado o detalhamento de apenas uma amostra.
Na Figura 4.22 observa-se, para o parâmetro energia, a inversão de
comportamento em relação aos ensaios de tração. O aço bainítico atingiu o valor de
energia superior a 1.000dB
2
no segundo patamar de carregamento (~310MPa) que
pelo Critério BRASITEST é classificado como fonte tipo “B” que requer inspeção por
outro método de ensaio não destrutivo. Destaca-se, no entanto, que apesar dos
corpos-de-prova terem sido solicitados até a ruptura, não houve sinal de energia para
classificá-los com fonte tipo “A”, que indica estado de comprometimento estrutural
pelo Critério BRASITEST.
O comportamento do limiar sonoro (“threshold”) do canal 1 se manteve no
patamar superior e do canal 2 se manteve no patamar inferior durante todo o ensaio,
o que demonstra que a região ativa estava próxima ao entalhe e os mecanismos de
atenuação presentes neste material impediram os sinais de chegarem ao canal 2.
Nos gráficos de amplitude o limiar sonoro apresenta uma divisão para os sinais de
amplitude detectado pelos dois canais, o canal 2, com limiar sonoro mais baixo,
percebe os fenômenos até 55dB e o canal 1, com limiar sonoro mais alto, percebe os
sinais acima deste valor.
Observa-se nos gráficos amplitude x contagem que, a exemplo dos
resultados apresentados no ensaio de tração, o aço bainítico apresenta poucos sinais
com características frágeis, acima de 70dBEA, com valores de contagem altos.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
77
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
100
200
300
400
500
600
700
800
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
30
40
50
60
70
80
Ensaio de Implante CPX80-3
Amplitude [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX803IMP
UTS na tração
σy na tração
AmplitudC1X803IMP
AmplitudC2X803IMP
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
100
200
300
400
500
600
700
800
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
200
400
600
800
1000
1200
σy na tração
UTS na tração
Ensaio de Implante CPX80-3
Energia [dB
2
]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX803IMP
EnergiaC1X803IMP
EnergiaC2X803IMP
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
100
200
300
400
500
600
700
800
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
500
1000
1500
σy na tração
UTS na tração
Ensaio de Implante CPX80-3
Contagem
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX803IMP
ContagemC1X803IMP
ContagemC2X803IMP
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
100
200
300
400
500
600
700
800
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
30
35
40
45
50
σy na tração
UTS na tração
Threshold [dB]
Ensaio de Implante CPX80-3
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX803IMP
canal1Threshold
canal2Threshold
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
100
200
300
400
500
600
700
800
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
200
400
600
800
σy na tração
UTS na tração
Ensaio de Implante CPX80-3
Frequência [kHz]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX803IMP
AVGFREQC1X803IMP
AVGFREQC2X803IMP
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
Ensaio de Implante CPX80-3
Contagem
Amplitude [dB]
ContagemC1X803IMP
ContagemC2X803IMP
Figura 4.22 - Comportamento dos sinais de EA parâmetros amplitude, energia, contagem,
limiar sonoro (“threshold”), freqüência média (“AVGFREQ”) e amplitude x contagem para o
aço bainítico durante o ensaio de implante.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
78
4.2 - Aço Perlítico – U70
4.2.1 - Observação da Junta Soldada –U70
A macrografia de parte de uma junta soldada do aço perlítico é apresentada
na Figura 4.23 onde pode ser vista a ZTA
Figura 4.23 - Montagem de macrografias da junta soldada do aço perlítico - 15x de aumento
As microestruturas de diversas regiões da ZTA até o MB são apresentadas a
seguir. A vizinhança da LF mostra bainita ferrita poligonal e um pouco de martensita
revenida, Figura 4.24a. A Figura 4.24b apresenta microconstituintes similares aos
anteriores mas degradados e de dimensões menores. As imagens em Figura 4.24c e
d mostram um pouco de bainita em c e perlita degradada em d.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
79
a) ZTA vizinha à LF -3000x b) ZTA entre GG e GF -3000x
c) ZTA intercítica - 3000 d) Fronteira ZTA MB - 3000
Figura 4.24 - Microestruturas típicas da ZTA de junta soldada multipasse da ZTA intercítica ao
limite ZTA/MB - do aço U70
4.2.2 - Ensaios de Tração – U70
A Figura 4. apresenta as curvas Tensão x Deformação para as amostras do
aço perlítico U70
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
80
Aço Perlítico - U70 Ensaio de Tração - TR
Tensão x Deformação
0
100
200
300
400
500
600
0 5 10 15 20 25 30 35
Deformação [%]
Tensão [MPa]
U 1TR U 2TR U 3TR
Figura 4.25 - Curvas Tensão x Deformação para as amostras do aço perlítico
A Tabela 4.3 apresenta os valores médios da tensão de escoamento, limite
de resistência, tensão de ruptura, alongamento e redução de área.
Tabela 4.3 - Valores Médios das Propriedades Mecânicas à Tração –U70
σ
y
[MPa]
UTS[MPa]
σ
r
[MPa] **ΔL[%]
*RA[%]
Perlítico (U70)
356 474 296.3 31 64
*
[]
100%
0
0
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
−
=
A
AA
RA
f
onde
(
)
4
21
DD
A
f
π
=
; ** L
0
=30mm
Os corpos de prova de tração fraturados são apresentados na Figura 4.26 e
as faces de fratura na Figura 4..
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
81
Figura 4.26 - CPs de tração fraturados – U70
a) U-1 Tr - 20x b) U-2 Tr - 20x c) U-3 Tr - 20x
Figura 4.27 - Fotos das superfícies de fratura dos cps de tração – U70
As faces de fratura são similares entre si e diferentes do aço bainítico por não
apresentarem superfícies de fratura elípticas com assimetria de diâmetros da ordem
de 3,5%.
Devido à semelhança, apenas uma amostra foi analisada por microscopia
eletrônica com imagens mostradas na Figura 4.28
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
82
a) Face de fratura – 30x b) Detalhe do centro da fratura – 400x
c) Aparência da fratura na borda da amostra
- 750x
d) Aparência da fratura no centro da
amostra - 800x
Figura 4.17 - Imagens de fratura do cp U2-Tr por MEV
A semelhança de comportamento à tração acontece também nos resultados
de EA o que nos leva a apresentar aqui, em detalhes, apenas os resultados do cp U2-
Tr. Os parâmetros escolhidos para apresentação do ensaio por EA são: amplitude,
energia, contagem, limiar sonoro e freqüência.
Na Figura 4.9 apresentam-se os gráficos referentes aos parâmetros limiar
sonoro (threshold) e freqüência média (AVGFREQ) durante o ensaio de tração para o
cp U2-Tr. Observa-se que a maior concentração de sinais está localizada na região
elástica, próximo aos limites de escoamento para o material. Devido a este fato o
limiar sonoro, ou seja o limite de audução do sensor, foi aumentando, se ajustando
até que o material atingisse o patamar de escoamento macroscópico. A partir daí
observa-se ajuste para menores valores até o patamar inicial do ensaio.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
83
0 200 400 600 800 1000 1200
0
100
200
300
400
500
0 200 400 600 800 1000 1200
30
35
40
45
50
55
60
Teste Tração U2-TR
Threshold [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU2TR
canal1Threshold
canal2Threshold
0 200 400 600 800 1000 1200
0
100
200
300
400
500
0 200 400 600 800 1000 1200
0
30
60
90
120
150
180
Teste Tração U2-TR
Frequência [kHz]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU2TR
AVGFREQC1U2TR
AVGFREQC2U2TR
a) Limiar sonoro (“threshold”) b) Freqüência média (“AVGFREQ”)
Figura 4.29 - Comportamento dos sinais de emissão acústica parâmetros limiar sonoro
(“threshold”) e freqüência média (“AVGFREQ”) para o aço perlítico (U70) durante o ensaio de
tração.
A Figura 4. apresenta os resultados obtidos por EA, durante o ensaio de
tração para o aço perlítico. Expandida a curva tensão x deformação na região elástica
observa-se mudança na inclinação próxima à tensão de 160MPa que corresponde a
aproximadamente 45% da tensão de escoamento.
No gráfico de amplitude da Figura 4., observa-se que a intensidade dos sinais
aumentam até o ponto onde ocorre a mudança da inclinação da curva expandida, que
corresponde ao máximo sinal de amplitude deste conjunto de sinais, decrescem e
depois crescem novamente com a tensão até próximo ao escoamento macroscópico,
a partir daí a intensidade dos sinais de amplitude diminuem até a ruptura. O aço
perlítico apresenta muitos sinais de amplitude com valores superiores a 70 dBEA
indicando atividade de mecanismos mais frágeis.
Na mesma figura, o parâmetro energia, mostra um pico de valor superior a
1.000dB
2
foi alcançado muito próximo ao limite de escoamento macroscópico do
material, sinal registrado pelo sensor que estava próximo ao local da fratura (canal 1).
O comportamento do parâmetro contagem, o último mostrado na figura, é
similar aos outros com alta atividade acústica antes do escoamento.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
84
0 200 400 600 800 1000 1200
0
100
200
300
400
500
0 200 400 600 800 1000 1200
30
40
50
60
70
80
90
Teste Tração U2-TR
Amplitude [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU2TR
C1Amplitude
C2Amplitude
60 80 100 120 140 160
-50
0
50
100
150
200
250
300
350
60 80 100 120 140 160
30
40
50
60
70
80
90
Teste Tração U2-TR
Amplitude [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
parteTensaoU2TR
C1ParteAmplitude
C2ParteAmplitude
0 200 400 600 800 1000 1200
0
100
200
300
400
500
0 200 400 600 800 1000 1200
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
Energia [dB
2
]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU2TR
C1Energia
C2Energia
Teste Tração U2-TR
60 80 100 120 140 160
-50
0
50
100
150
200
250
300
350
60 80 100 120 140 160
-200
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
Energia [dB
2
]
Teste Tração U2-TR
Tensão [MPa]
Tempo [s]
parteTensaoU2TR
C1ParteEnergia
C2ParteEnergia
0 200 400 600 800 1000 1200
0
100
200
300
400
500
0 200 400 600 800 1000 1200
0
200
400
600
800
1000
Teste Tração U2-TR
Contagem
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU2TR
C1Contagem
C2Contagem
60 80 100 120 140 160
0
50
100
150
200
250
300
350
60 80 100 120 140 160
0
200
400
600
800
1000
Contagem
Tensão [MPa]
Tempo [s]
parteTensaoU2TR
C1ParteContagem
C2ParteContagem
Teste Tração U2-TR
a) Curvas completas b) Expansões do trecho elástico
Figura 4.30 - Comportamento dos sinais de EA durante o ensaio de tração, parâmetros
amplitude, contagem, energia para o aço perlítico (cp U2-Tr).
A Figura 4. apresenta os resultados de contagem x amplitude para este aço.
Observa-se a presença de vários sinais com valores de amplitude acima de
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
85
70dBEA, embora apenas um com valor alto de contagem indicando um
comportamento mais frágil que o do aço bainítico. Apesar da fratura ter acontecido
próximo ao canal 2, o canal 1 registrou uma atividade acústica maior provavelmente
indicando que as frentes de fratura se originaram em sua vizinhança e caminharam
até a região da falha final.
35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85
0
200
400
600
800
1000
Ensaio de Tração U2-TR
Contagem
Amplitude [dB]
C1Contagem
C2Contagem
Figura 4.31 - Comportamento dos sinais de EA Contagem x Amplitude para o aço perlítico
(U70) durante o ensaio de tração
4.2.3 - Ensaio de Implante – U70
Os Ensaios de Implante apresentam curvas de carregamento como os
exemplos apresentados na Figura 4. de uma amostra para cada processo de
soldagem. A Tabela 4.4 mostra que os valores médios dos conjuntos de dados para
os dois processos são semelhantes.
Aço Perlítico Ensaio de Implante
Tensão x Tempo
0
100
200
300
400
500
600
700
10 100 1000 10000
Log(Tempo [s])
Tensão [MPa]
Tensão [MPa] CP U1-Imp - Flux Cored Tensão [MPa] CP U12-Imp - Metal Cored
Figura 4.32 - Curvas Tensão x Tempo no ensaio de implante – aço perlítico
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
86
Tabela 4.4 -
Valores médios de Tensão Máxima no Implante – aço perlítico
Processo de Soldagem Tensão Máxima Média Desvio Padrão
Arame Tubular com núcleo
metálico- MC
636,40 MPa 33,73 MPa
Arame Tubular com núcleo
não metálico- FC
625,86 MPa 41,62 MPa
Fotos de alguns CPs fraturados são apresentadas nas Figura 4. e Figura 4..
Observa-se que as fraturas ocorreram na mesma posição relativa da ZTA, mesmo fio
da rosca do aço bainítico, são de aparências similares e não apresentaram
superfícies de fratura de forma elíptica, com diferença entre o diâmetro maior e o
menor da ordem de 2,8%. Apresentam uma redução de área média de 33,6%.
a) CP U-12 Imp lateral – 15x b) CP U-12 Imp secção reta – 20x
a) CP U-11 Imp lateral – 15x b) CP U-11 Imp secção reta – 20x
Figura 4.33- Fotos de CPs de fraturados em ensaio de implante – soldagem MC
a) CP U-07 Imp lateral – 20x b) CP U-07 Imp secção reta – 25x
c) CP U-05 Imp lateral – 22x d) CP U-05 Imp secção reta – 20x
Figura 4.34 - Fotos de CPs de aço bainítico fraturados em ensaio de implante – soldagem FC
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
87
A exemplo do que acontece com o aço bainítico, a semelhança entre as fraturas de
amostras dos dois processos permite as análises por MEV sem distinção de processo
de soldagem.
A Figura 4. apresenta imagens de fratura típica de pinos de implante do aço
perlítico, têm aparência dúctil ocorrendo por mecanismo de coalescimento de vazios
(dimples); característica bem vista nas Figura 4.b e Figura 4.c
25kV 35x 500
μ
m
a) Superfície de fratura - 35x b) Borda da superfície de fratura - 750x
c) Centro da superfície de fratura - 350x d) Centro da superfície de fratura - 750x
Figura 4.35 - Imagens típicas da fratura de um pino de implante de aço perlítico
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
88
A macrografia e as micrografias da solda dos aços perlíticos são
apresentadas na Figura 4.. Comparando-as com o perfil dos pinos fraturados, verifica-
se que as fraturas ocorrem entre o último e o penúltimo entalhes (fios da rosca).
Considerando o centro da superfície de fratura, esta ocorre entre o metal de base e a
região de esferoidização da ZTA, região descrita por Liu et all, (1992) como aquela
que atinge temperaturas de pico da ordem de 923K (650
o
C), o que conferem com a
temperatura média para esta região obtida no levantamento do ciclo térmico. As
micrografias mostram uma microestrutura como a descrita acima, entre o fim da área
de esferoidização e o metal de base original.
a) Macrografia do pino padrão - 13x b) Detalhe da região que fratura - 3000x
c) Microestrutura vizinha ao entalhe - 2000x d) Detalhe da perlita esboroada - 5000
Figura 4.36 - Macrografia típica e detalhes da microestrutura das soldas de pinos de implante
perlíticos
O perfil de microdureza do aço perlítico, Figura 4. apresenta valores inferiores
aos comuns para martensita (300Hv), com uma tendência de queda até os valores
característicos do metal de base. A presença de valores baixos de microdureza indica
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
89
indentações em ferrita primária, que nas regiões intercrítica e subcrítica foram
recuperadas pelo ciclo térmico. Os valores mais elevados indicam indentações em
áreas de perlita esboroada. Comportamento também verificado no metal de base,
embora os valores de microdureza para as estrias de ferrita sejam superiores devido
ao encruamento do processo de laminação.
Microdureza x Distância à LF
U70
0,007
0, 26
0,55
0,838 1,029
1,316
140
170
200
230
260
290
0 0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4 1,6 1,8 2
Posição [mm]
Dureza Vickers [Hv]
LF
GG
GF
I
SC
E
MB
LF-Linha de Fusão GG-Gãos Grosseiros GF-Grãos Finos
Intercrítica SC-Subcrítica E-ESferoidização MB-Metal de Base
I-
**Os marcadores indicam o início das regiões da ZTA respectivamente grão grosseiro, grão fino, intercrítica,
subcrítica e esferoidização e metal de base.
Figura 4.18 – Perfil de microdureza do pino de aço perlítico
A junta soldada do aço perlítico não apresenta anisotropia de comportamento
tão acentuada como o aço bainítico conforme a seqüência mostrada na Figura 4.. Na
região da fratura os pinos de aço perlítico apresentam uma microestrutura de “perlita
esboroada”. O ciclo térmico da soldagem propiciaria nesta região, onde as
temperaturas estão abaixo de 1023K (700°C), a degradação parcial das lamelas de
cementita da perlita. A estrutura lamelar da perlita se fragmenta tomando a forma de
perlita esboroada. Este processo é similar aos de esferoidização que acontecem em
aços com teores de carbono próximos ao eutetoide aquecidos a temperaturas logo
abaixo de A
1
, onde a diminuição de área interfacial ferrita-cementita de lamelas para
esferóides propicia a redução de energia livre (Honeycomb, 1982). As bandas de
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
90
perlita têm composição eutetoide localizada, logo é possível que nesta região
aconteça um processo de dissolução da perlita com tendência à formação de
estrutura esferoidizada. As imagens a, b e c foram feitas em um MEV JEOL JSM
6360 usando ataque de Nital 1% por tempos variando entre 15 e 60s e as imagens d,
e e f em um MEV JEOL JSM 5310 usando ataque de Nital a 2% em intervalos de
tempo de 10 a 20s. A diferença nos ataque se deveu a diferença de resolução dos
microscópios, o MEV JEOL JSM 5310 exigiu um relevo mais acentuado, fruto de um
ataque mais forte, para permitir a observação dos microconstituites.
A Erro! Fonte de referência não encontrada. apresenta a atividade acústica
de uma amostra de cada processo de soldagem. A exemplo do que acontece na
tração, os sinais de EA superpostos aos registros de tensão indicam altos níveis de
atividade acústica para valores de tensões a partir do que seria a tensão de
escoamento na tração e mesmo antes deste nível.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
91
a) Ponta da fratura - 150x b) Microestrutura da ponta da fratura – 2000x
c) Detalhe da perlita esboroada na ponta da
fratura – 5000x
d) Microestrutura a 1,5mm da ponta da fratura
– 2000x
e) Microestrutura a 3,0mm da ponta da fratura
– 2000x
f) Detalhe da perlita a 3,0mm da ponta da
fratura, – 5000x
Figura 4.19 - Seqüência da microestrutura do aço perlítico da vizinhança da fratura até o MB
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
92
Aço Perlítico Ensaio de Implante
Tensão x Tempo - CP U12-Imp
Monitoração dos Sinais de EA
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
2000
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000
Tempo [s]
Tensão [MPa] Contagem Energia [dBEA²] Amplitude [dBEA] Limiar Sonoro [dBEA]
a) Ensaio de implante monitorado por EA – soldagem por MC
Aço Perlítico Ensaio de Implante
Tensão x Tempo - CP U1-Imp
Monitoração de Sinais de EA
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
2000
0 200 400 600 800 1000
Tempo [s]
Tensão [MPa] Energia [dBEA²] Amplitude Contagem
b) Ensaio de implante monitorado por EA – soldagem por FC
Figura 4.20 - Curvas Tensão x Tempo ensaios de implante monitoradas por EA – aço perlítico
Para possibilitar boa visualização e manter a semelhança de escalas foram
cortados: um pico de contagem de 4349 na ruptura para o CP U-12 Imp; um de
energia de 6054 dBEA
2
e um de contagem de 5017 na ruptura para o CPU1- Imp.
No ensaio do CP U1-Imp a massa inicial foi de 20kg com intervalos de 2min e
patamares crescendo de 20 em 20 kg. O CP U12-Imp foi ensaiado com massa inicial
de 20kg com intervalos de 5 min e patamares de massa de 10kg até 90kg e de 5kg
até a ruptura em 140kg.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
93
Os registros de EA apresentam aspecto semelhante para as diversas
amostras apesar das diferenças de processos de carregamento e soldagem, por isto
é apresentado o detalhamento de apenas uma amostra.
A Figura 4. mostra os sinais obtidos por emissão acústica no ensaio de
implante indicando altos níveis de atividade acústica para valores de tensões a partir
do que seria a tensão de escoamento na tração e níveis menores antes deste nível
de tensão.
O aço perlítico alcançou o valor máximo de energia de aproximadamente
350dB
2
que pelo Critério BRASITEST é classificado como fonte tipo “D”, irrelevante
sem risco estrutural.
Nos gráficos amplitude x contagem, a exemplo dos resultados apresentados
no ensaio de tração, o aço perlítico apresenta poucos sinais com características
frágeis, acima de 70dBEA, com valores de contagem altos. O perfil deste gráfico
atesta o observado nas imagens de microestrutura e nas de fraturas dos pinos de
implante, onde o aço perlítico apresenta comportamento mais dúctil, com mais
rasgamentos e menos separações, que o aço bainítico.
D. M. Almeida
Tese de Doutorado
RESULTADOS
94
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
0
100
200
300
400
500
600
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
30
40
50
60
70
80
σ y na tração
UTS na tração
Ensaio de Implante CPU-12
Amplitude [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU12IMP
C1AmplitudeU12IMP
C2AmplitudeU12IMP
0 1000200030004000500060007000
0
100
200
300
400
500
600
0 1000200030004000500060007000
0
100
200
300
400
σ y na tração
UTS na tração
Ensaio de Implante CPU-12
Energia [dB
2
]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU12IMP
C1EnergiaU12IMP
C2EnergiaU12IMP
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
0
100
200
300
400
500
600
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
0
250
500
750
1000
1250
Ensaio de Implante CPU-12
Contagem
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU12IMP
σ y na tração
UTS na tração
C1ContagemU12IMP
C2ContagemU12IMP
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
0
100
200
300
400
500
600
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
30
35
40
45
Threshold [dB]
Ensaio de Implante CPU-12
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU12IMP
canal1Threshold
canal2Threshold
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
0
100
200
300
400
500
600
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
Ensaio de Implante CPU-12
Frequência [kHz]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU12IMP
C1AVGFREQU12IMP
C2AVGFREQU12IMP
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
Ensaio de Implante CPU-12
Contagem
Amplitude [dB]
C1ContagemU12IMP
C2ContagemU12IMP
Figura 4.40 - Comportamento dos sinais de EA parâmetros amplitude, energia, contagem,
limiar sonoro (“threshold”), freqüência média (“AVGFREQ”) e amplitude x contagem para o
aço perlítico durante o ensaio de implante.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
95
5 - DISCUSSÃO
5.1 - Aço Bainítico
5.1.1 - Características Iniciais – X80
Conforme apresentado na Figura 3.1 o metal de base apresenta estrutura
bandeada com aproximadamente 8% de M-A, 12% de bainita e 80% de ferrita
poligonal.
No ensaio de microdureza como as impressões são pequenas, o valor da
dureza pode representar apenas um dos microconstituintes presentes ou apenas uma
banda, daí a grande variação de valores mostrada na Figura 4.2. Os valores
encontrados para a microdureza da junta soldada, não indicam a presença de
martensita na ZTA atingindo um máximo de aproximadamente 260HV.
Os dois pontos adjacentes à linha de fusão na Figura 4.2 estão na região de
grãos grosseiros e abrigam um misto de bainita+bainita globular+ferrita poligonal em
proporções variadas. O fato das impressões nesta região poderem atingir apenas um
microconstituinte devido a seu tamanho ampara a variação de medidas.
A ZTA de grãos finos abrange os pontos seguintes até o ponto anterior ao
limite do metal de base. As microestruturas encontradas incluem diversas proporções
de bainita globular+agregado ferrita-cementita+ferrita poligonal.
A divisa entre a ZTA e o metal de base apresenta uma microestrutura de
bainita globular com ilhas de M-A alinhadas e ferrita primária com valores de dureza
inferiores a do metal de base, conforme exemplo de microestrutura apresentado na
Figura 4.2. É bom lembrar que o ciclo térmico da soldagem amacia por recuperação a
ferrita, que no metal de base é encruada, resultando em valores menores quando a
indentação cai neste microconstituinte. A bainita, que no metal de base tem alta
densidade de deslocações, pode ter parte delas aniquiladas também por efeito do
ciclo térmico. O pequeno tamanho dos microconstituintes impede que as impressões,
já no limite do que reza a norma, atinjam um único microconstituinte implicando em
dispersão de valores.
O amolecimento da ZTAGF e subcrítica foi também relatado por Batista
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
96
(Batista, 2003), para a soldagem do mesmo material a arco submerso.
Como esperado, metal de base apresenta valores compatíveis com
microestrutura ferrítica-bainítica conforme os resultados de Batista (Batista, 2003).
Analisando os resultados dos ensaios de tração obtém-se que as curvas
tensão x deformação, apresentadas na Figura 4.3, estão de acordo com as
indicações da norma API (API, 2000), que recomenda σ
y
/UTS máximo de 93% e com
os resultados de Bott em um estudo de caracterização desta família de aços (Bott,
2003).
As amostras tracionadas apresentam faces de fratura elípticas, Figura 4.6.
Este fato realça a natureza anisotrópica da deformação indicando que o processo
acontece de maneira diferente nas bandas de ferrita e de bainita globular ou seja a
ferrita deforma mais que a bainta diminuindo significativamente sua largura de banda
em comparação com a bainita. Chae e colaboradores (Chae, 2000) descreveram um
comportamento similar para o aço HY100, Nestes casos, a tensão de escoamento do
material comporta-se como uma soma das tensões de escoamento da ferrita
poligonal σ
yFP
da bainita, σ
yB
, e do M-A, σ
yMA
(Edmonds, 1990).
Seguindo a proposta de Chae (Chae, 2000):
y As bandas de ferrita, por terem um microconstutuinte mais dúctil e macio e em
maior proporção, devem ser solicitadas em tensões mais baixas, apresentando
comportamento contínuo, com geração e movimentos de deslocações para cargas
próximas à do seu escoamento; na seqüência de carregamento, a ferrita então
encrua, devendo acontecer ancoramento de deslocações em obstáculos, a
quantidade de deformação neste momento é alta;
y Para tensões de valores intermediários as bandas de bainita, dúcteis porem
encruadas, com alta densidade de deslocações e muitos obstáculos, devem
apresentar movimentos descontínuos das frentes de deformação (anda, para em
obstáculos, vence-os e torna a andar). A estas tensões mais altas ocorre menor
quantidade de deformação nas bandas de ferrita.
y Próximo ao valor da tensão de escoamento do aço ocorre a solicitação dos
frágeis M-A, devido às diferenças de comportamento com as vizinhanças é de se
esperar separações entre as fases gerando microtrincas e avalanche de deslocações
que provocarão, na seqüência do carregamento, o surgimento de trincas.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
97
Sob esta óptica e lembrando que os pinos são usinados com eixo seguindo a
direção de laminação, sob uma solicitação axial as bandas de ferrita estreitam-se
mais que as de bainita achatando a amostra na direção de um dos diâmetros mais
que na outra produzindo o perfil não circular (Chae, 2000)
A observação da Figura 4.7 mostra uma face de fratura dúctil, ocorrida por
mecanismo de vazios, com muitos microvazios, vários dimples equiaxiais, dimples
alongados ao centro, resultantes talvez de coalescimento em intersecções de bandas.
Aparecem também faces de escorregamento alinhadas aos dimples alongados
podendo indicar traços de rasgamento alinhado. Lima e colaboradores (Lima, 2003)
obtiveram comportamento similar para o mesmo aço, enquanto Chae (Chae, 2000)
descreveu este comportamento para o aço HY 100, onde as bandas de ferrita
apresentaram dimples equiaxiais e as bandas de bainita dimples alongados
principalmente nas intersecções entre bandas, além de muitos microvazios.
A observação da atividade acústica do material, Figuras 4.9, mostra que
mesmo antes do escoamento definido para as normas de engenharia (σ
y
= 0.2%) o
aço bainítico já apresenta intensa atividade, indicando que o ensaio de EA foi capaz
de detectar o micro escoamento do material bainítico.
Segundo o ponto de vista de deslocações σ
y
= 0.2% é um valor “muito
macroscópico” para o início do escoamento. Dieter (Dieter, 1986) mencionou que,
para testes especiais em nanocristais, o limite elástico real é bem menor que o
estabelecido nas normas. Esta abordagem indica que antes do escoamento
macroscópico determinado pelas normas de engenharia, já ocorre movimento de
deslocações e plasticidade localizada. Este fato foi relatado por Moorthy e
colaboradores (Moorthy, 1995) que interpretaram os grandes picos de atividade
acústica antes do escoamento macroscópico com a ocorrência de microdeformações
anelásticas e plásticas, atribuídas à geração de deslocações por fontes no interior dos
grãos.
No mesmo trabalho Moorthy e colaboradores relacionaram a presença de
vários picos nas vizinhanças do escoamento macroscópico a fontes de deslocações
nos contornos de grãos ativadas por empilhamento, “pile ups”. A queda de atividade
acústica após o escoamento macroscópico foi relacionada ao aumento na densidade
de deslocações e queda de seu livre percurso médio, (Bohlen, 2004).
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
98
Os comportamentos relatados acima coincidem com o observado na Figura
4.9 onde a intensidade dos sinais da amplitude aumentam até o ponto onde ocorre a
mudança da inclinação da curva, na região elástica apresentada no trecho expandido,
que corresponde ao valor máximo deste conjunto de sinais, decrescem e depois
crescem novamente até chegar próximo ao escoamento macroscópico, a partir daí a
intensidade dos sinais de amplitude diminuem até a ruptura.
Do ponto de vista do material, um grande número de deslocações empilhadas
superam a barreira que as detém e movem-se em avalanche com baixas taxas de
deformação. Esta avalanche de deslocações supera a estrutura de subgrãos (bainita
com M-A) e os contornos de grãos abrindo micro trincas que se movem. As
deslocações são então contidas em células de deslocações e contornos de grãos
e/ou subgrãos, desta forma o movimento se dá em degraus. A deformação neste
estágio é plástica e uniforme em toda a extensão da amostra, cresce continuamente
enquanto os níveis de tensão crescem a taxas menores (Dieter, 1986) (Chae, 2000).
Em estruturas mistas como as estudadas aqui, a descrição feita se aplica a
cada estrutura (banda) porque cada uma tem um comportamento sob deformação
diferente. A ferrita como descrito por Chae e colaboradores (Chae, 2000) deve
deformar-se continuamente com escoamento definido a tensões mais baixas que os
vizinhos (Edmonds, 1990) (DeArdo, 1992) (Cota, 2000).
A bainita, com muitos obstáculos ao desenvolvimento da deformação (ilhas
de M-A em uma matriz com alta densidade de deslocação), resiste até tensões mais
altas enquanto a vizinha ferrita deforma (escoa) e reduz sua largura de banda
original. Este fato conduz a um estreitamento em uma direção diametral maior que
em sua transversal (deformação anisotrópica que dá a forma elíptica final) (DeArdo,
1992) (Cota, 2000) (Chae, 2000).
O momento do processo de fratura descrito anteriormente como o momento
em que a tensão atinge o nível de resistência da bainita, aparece com os sinais de EA
de maior amplitude, indicando atuação de mecanismos mais frágeis Figura 5.1, por
exemplo separação entre bandas.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
99
0 200 400 600 800 1000
-100
0
100
200
300
400
500
600
700
0 200 400 600 800 1000
30
40
50
60
70
80
Teste Tração X802-TR
Amplitude [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX802TR
C1Amplitude
C2Amplitude
a) Aparência da fratura no centro da
amostra - 800x
b) Amplitude durante o ensaio de tração
Figura 5.1 - Imagem de fratura do corpo de prova X802-Tr apresentada na Figura 4.7 e o seu
comportamento à EA apresentada na Figura 4.9
A Figura 4.10 mostra que a falha do material bainítico ocorreu com sinal
máximo de amplitude em torno de 78dB e de contagem em torno de 1.380 para o
canal 2, o que a literatura não taxa de comportamento frágil, (PASA, 2000). Este
comportamento com características dúcteis coincide com as imagens de fratura,
Figura 5.1.
Usando o critério BRASITEST de aceitação/rejeição para a análise dos dados
de EA do CP X80-2TR, por exemplo, o aço bainítico não seria desqualificado até a
ruptura (Maia, 2003). Este fato parece indicar que o critério em questão não é
suficiente para avaliar o aço bainítico antes da falha.
5.1.2 - Estudo do comportamento à fratura da ZTA – X80
O aço bainítico em estudo apresenta teor reduzido de carbono e P
cm
baixo
que implica em temperabilidade reduzida, fato que beneficia a tenacidade de sua
ZTA. A importância da tenacidade para aço de tubulações é de informar sobre à sua
soldabilidade e portanto, informar indiretamente sobre sua microestrutura.
A estratégia usada na concepção destes aços para que atingissem bom
balanço entre alta resistência e boas soldabilidade e tenacidade foi a opção por uma
microestrutura ferritica-banítica globular (Bott, 2003).
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
100
O Teste de Implante foi utilizado aqui para avaliação de tenacidade da ZTA
através do estudo do comportamento à fratura dos pinos ensaiados. Apesar das
diferenças de características entre os ensaios de Tração e de Implante, as tensões
máximas no implante atingidas pela ZTA são superiores os limites de resistência na
tração do metal de base em apenas 13%, Figura 4.12 e Tabela 4.2 para o implante e
Figura 4.2 e Tabela 4.1 para a tração
A observação das fotos de amostras fraturadas, Figuras 4.13 e 4.14 para o
implante, quando comparadas às de tração, Figura 4.6, demonstram que o caráter
anisotrópico da deformação é recorrente.
O procedimento de estudo utilizado não evidenciou alteração significativa no
desempenho do aço bainítico devida ao processo de soldagem, como pode ser
observado nas curvas de carregamento (Figura 4.12), na apresentação dos valores
médios de Tensão Máxima no Implante (Tabela 4.2) e nas fotos de amostras
fraturadas (Figuras 4.13 e 4.14). Percebe-se que o desempenho nos testes de
implante e os perfis de fratura dos pinos soldados por arame tubular com núcleo
metálico-MC são similares aos soldados por arame tubular com núcleo não metálico-
FC.
O perfil de microdureza do pino, Figura 4.18, não indicou valores compatíveis
com quantidades mensuráveis de martensita na ZTA GG, em acordo com o extrato
de imagens de microestrutura ali presente, apresentando pouca ferrita poligonal,
somada à presença de bainita convencional e globular. Este resultado é compatível
com o de Branco e colaboradores (Branco, 2003) que, em um estudo de solbabilidade
de aço API X80, encontrou valores semelhantes para a dureza da ZTA.
A região próxima ao metal de base tem microdureza associada a bainita
como a encontrada por Branco e colaboradores (Branco, 2003). Sua microestrutura
tem bandeamento tênue e uma tendência de interligação dos M-A com detalhe
mostrado no estrato de imagem da Figura 4.18.
A Figura 4.15 apresenta uma seqüência típica de imagens de fratura dos
corpos de prova soldados e ensaiados. As faces de fraturas são elípticas com
diferença entre diâmetro maior e menor da ordem de 9,1% e a redução de área foi da
ordem de 30% (31,6%). Têm aparência dúctil ocorrendo por mecanismo de
coalescimento de vazios, dimples; a região central mostra a fratura final com planos
de cisalhamento acentuados lembrando as fraturas por tração. Lima e colaboradores
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
101
(Lima, 2003) e Almeida e colaboradores (Almeida, 2004) verificaram que o
comportamento do metal de base é dúctil com fratura por dimples e redução de área
da ordem 60% aproximadamente o dobro do valor para o pino soldado. Vale lembrar
que o cálculo da redução de área realizado é indicado para corpos de prova de tração
que não apresentam entalhes e que não sofrem carregamento estático em etapas.
Quando se considera a microestrutura das regiões de fratura dos pinos
verifica-se bandeamento tênue comparado com o metal de base, Figura 5.2. As
imagens de microestrutura apresentam tendência de alinhamento das ilhas de M-A na
região da fratura, possível efeito do ciclo térmico da soldagem. Fenômenos como este
são passíveis de ocorrer a temperaturas abaixo de 996K (723°C) onde os M-A, sem
tempo para coalescimento, migram para regiões de maior energia livre como
interfaces de bandas ou contornos de grãos. A presença de tensões axiais às bandas
podem orientar seu alinhamento, aumentando a fragilidade da junta soldada em
relação ao metal de base.
a) Região da fratura, bandeamento tênue e
tendência de interligação de M-As- 3000x - ZTA
b) Banda de bainita globular definida - 3000x –
metal de base
Figura 5.2 – Detalhes da banda de bainita globular para a ZTA e para o metal de base – X80
A temperatura de pico atingida nesta região foi de 940 K (667
o
C), Figura
4.17, valor que não é suficiente para alteração de microconstituintes mas pode
provocar mudanças em suas distribuições espaciais e morfologia, em particular na
presença de tensões. O bandeamento mais tênue e o aparente alinhamento de M-A
são efeitos esperados a esta faixa de temperatura.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
102
Embora o caráter anisotrópico da deformação, evidenciado pelas diferenças
de diâmetros nas faces de fratura, seja menos acentuado que na tração, ele está
presente. Na Figura 4.19 pode-se observar que a largura da banda de ferrita se altera
da vizinhança da fratura até o metal de base. As estrias de bainita apresentam grãos
com largura média de 3,2µm que não sofrem alteração significativa desde o metal de
base. Nas estrias de ferrita, por sua vez, os grãos diminuem de 9,1µm no metal de
base para 4,0µm de largura média nas vizinhanças da fratura.
A exemplo do que acontece na tração, os sinais de EA superpostos aos
registros de tensão indicam atividade acústica para valores de tensões pequenos,
menores que o valor da tensão de escoamento na tração, σ
y
, Figura 4.20.
Há uma inversão de comportamento dos sinais de EA em relação aos
ensaios de tração, no que se refere à densidade alta de sinais próxima à fratura do
pino, Figura 4.21. A figura mostra que a maior quantidade de registros acontece a
partir do que seria a tensão de escoamento σ
y
, o que
pode estar relacionado com o
processo de carregamento não contínuo com patamares de deformação onde
acontecem picos nos carregamentos e, a partir dai, decrescem até valores próximos
aos do carregamento.
Após o valor σ
y
de tração ser atingido, a densidade crescente de registros de
EA até a fratura do pino pode indicar que muitas fontes semelhantes de sinais estão
sendo ativadas durante o carregamento. O tempo de duração dos patamares de
carga só influenciou os registros de EA até o valor limite da ordem de três minutos.
Na ZTA a microestrutura sofre descontinuidade, a região mais frágil
responderia nos instantes finais pela maior contagem dos sinais. Observa-se também
uma intensidade de energia superior à obtida no ensaio de tração que pode estar
associada ao concentrador de tensões, o entalhe do fio de rosca. Esse nível de
energia, conforme Figura 4.21, identificou a região de falha do material na ZTA,
próxima ao canal 1, nos primeiros 13 minutos do ensaio (~780s).
Observando os resultados de EA à luz do critério BRASITEST, Tabela 2.2 e
Tabela 2.3, percebe-se uma inversão de comportamento em relação aos resultados
obtidos na tração (Feres, 1987). Os pinos do aço bainítico seriam desqualificados já
que apresentaram nível de energia acima de 1000 dB², Figura 5.3.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
103
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
100
200
300
400
500
600
700
800
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000
0
200
400
600
800
1000
1200
σy na tração
UTS na tração
Ensaio de Implante CPX80-3
Energia [dB
2
]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX803IMP
EnergiaC1X803IMP
EnergiaC2X803IMP
0 200 400 600 800 1000
0
100
200
300
400
500
600
700
0 200 400 600 800 1000
0
100
200
300
400
500
Teste Tração X802-TR
Energia [dB
2
]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoX802TR
C1Energia
C2Energia
a) Em teste de implante b) Em ensaio de tração
Figura 5.3 - Comportamento do parâmetro energia durante ensaio de EA – X80
Quanto a relação contagem x amplitude, no geral, o comportamento da ZTA
do implante pode ser considerado dúctil já que pequena quantidade de registros
apresenta contagens altas e amplitudes altas, Figura 5.4.
Vale salientar que sendo a falha catastrófica indicada pelo aumento
exponencial dos sinais de contagem associado ao aumento da intensidade dos sinais
de amplitude, o desempenho da ZTA no teste de implante é mais frágil, comparando
com o metal de base à tração, Figura 5.4. A pequena perda de ductilidade pode ser
atribuída aos alinhamentos de M-A na região da fratura. Estas variações na
ductilidade não comprometeram a carga máxima alcançada no ensaio de implante
quando comparada ao de tração.
Os resultados de microdureza, aliados aos de implante, indicam não haver
comprometimento da tenacidade da ZTA em relação à do metal de base, tornando
possível dizer que o aço bainítico apresenta boa soldabilidade frente aos parâmetros
de soldagem utilizados nesteestudo. É bom salientar que estes parâmetros envolvem
as energias de soldagem comumente usadas em operações de soldagem em campo.
Apesar dos alinhamentos de M-As, a transição de microestrutura da ZTA para
o metal de base se mostrou suave reforçando, ao lado da resposta tenaz e do
comportamento dúctil verificado por EA, sua boa soldabilidade.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
104
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
Ensaio de Implante CPX80-3
Contagem
Amplitude [dB]
ContagemC1X803IMP
ContagemC2X803IMP
35 40 45 50 55 60 65 70 75 80
0
200
400
600
800
1000
1200
Ensaio de Tração X802-TR
Contagem
Amplitude [dB]
C1Contagem
C2Contagem
a) Implante do pino b) Tração do metal de base
Figura 5.4 - Comportamento dos sinais de EA Contagem x Amplitude de Implante e Tração –
X80
5.2 - Aço Perlítico
5.2.1 - Características Iniciais – U70
A Figura 3.2 apresenta o metal de base perlítico com estrutura bandeada com
aproximadamente 24% de perlita e 76% de ferrita poligonal.
As imagens da microestrutura da junta soldada, Figura 4.23 e Figura 4.24,
apresentam uma transição relativamente suave da linha de fusão até o metal de
base. A região de GG apresenta quantidade pequena de martensita frente à
quantidade de bainita o que indica boa tenacidade da região.
A exemplo do comportamento do aço bainítico à tração, as curvas tensão x
deformação, apresentadas na Figura 4.25, estão de acordo com as indicações da
norma API (API, 2000), que recomenda σ
y
/UTS máximo de 93%, embora apresentem
ponto de escoamento definido.
Os valores de alongamento e redução de área indicam comportamento dúctil
como no estudo de Lima (Lima, 2003).
O aço perlítico é também um aço de microestrutura mista como o bainítico e
apresenta um bandeamento mais rigoroso que este, apesar disto não evidencia
comportamento anisotrópico. A Figura 4.27apresenta faces de fratura das amostras
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
105
de tração do aço perlítico onde pode se observar que o caráter anisotrópico da
deformação não é observado, como descrito por Lima e colaboradores (Lima, 2003).
A pequena diferença de diâmetros nas amostras, 3,5%, sugere que a presença da
ferrita, com baixo teor de C, macia e dúctil, nas lamelas de perlita torna o
comportamento desta banda similar ao comportamento da banda vizinha, já que a
proporção de perlita não atinge 1/4 do volume total.
A aparência da fratura é dúctil, Figura 4.28, acontecendo por mecanismo de
rasgamento de dimples.
As Figura 4.29 e Figura 4.30 apresentam a atividade acústica do material
durante o ensaio de tração. A presença de intensa atividade antes do escoamento
macroscópico é recorrente e valem os mesmos argumentos citados para o aço
bainítico, que, mesmo antes do escoamento macroscópico determinado pelas normas
de engenharia, já ocorre movimento de deslocações e plasticidade localizada (Dieter,
1986) (Moorthy, 1995).
A discussão apresentada para o comportamento da ferrita é válida também
para o aço perlítico. A banda de perlita, devido à presença da cementita, é mais frágil
com tensão de escoamento superior à de ferrita (DeArdo, 1992) (Cota, 2000) (Chae,
2000). A presença de ferrita na estrutura da perlita mascara o comportamento
diferenciado, anisotrópico, embora seja razoável supor que os vazios iniciais se
acumulem nas interfaces das bandas devido à diferença de comportamento à
deformação. Os registros de EA na Figura 4.30 sugerem um comportamento
condizente com esta análise para microestruturas mistas, principalmente nos trechos
expandidos.
Os valores mais altos de amplitude de EA e energia sonora indicam ativação
de mecanismos mais frágeis para o aço perlítico, que podem estar associados ao
comportamento da cementita.
Como no aço bainítico o comportamento misto relatado acima coincide com o
observado na Figura 4.30. No entanto a mudança de inclinação é mais suave e a
oscilação dos sinais da amplitude mais sutil sugerindo, de novo, que a presença da
ferrita na perlita mascara o comportamento misto. A queda da intensidade dos sinais
de amplitude até a ruptura é também verificada.
Os aços perlíticos são os aços convencionais usados na fabricação de vasos
de pressão e tubulações sob gradientes de pressão. Compõem a categoria de aços
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
106
estudada com o objetivo de se estabelecer os padrões de aceitação/rejeição como
função da intensidade dos sinais de EA observada durante a operação (Maia, 2003).
Ao analisar, na região elástica, a intensidade dos sinais de energia, com pico superior
a 1200dBEA², e correlacionar com o Critério da BRASITEST verificam-se que ainda
nesta região, o corpo de prova pode ser enquadrado na classe “B” que requer
inspeção por outro método de ensaio. Entretanto, de acordo com este critério, os
dados de EA coletados aqui não são suficientes para qualificar danos nas amostras.
A imagem de fratura mostrada na Figura 5.5 reforça o caráter dúctil da fratura
indicando que o pico de energia alta pode ter sido o episódio que localizou a região
de origem das frentes de fratura do corpo de prova.
0 200 400 600 800 1000 1200
0
100
200
300
400
500
0 200 400 600 800 1000 1200
30
40
50
60
70
80
90
Teste Tração U2-TR
Amplitude [dB]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU2TR
C1Amplitude
C2Amplitude
a) Aparência da fratura no centro da
amostra - 800x
b) Contagem x Amplitude durante o ensaio de
tração
Figura 5.5 - Imagem de fratura do corpo de prova U2-Tr apresentada na Figura 4.28 e o seu
comportamento à EA apresentada na Figura 4.30
5.2.2 - Estudo do comportamento à fratura da ZTA – U70
Os parâmetros CE
IIW
e P
CM
usados aqui para medir a soldabilidade
apresentam valores de acordo com a norma API 2000, como mostrado na Tabela 3.1.
Estes parâmetros fazem uma avaliação empírica dos efeitos dos elementos químicos
na temperatura Ms para aços com teor de C acima de 0,12%, o valor máximo de
CE
IIW
deve ser 0,45% e, para aços com teor de C inferior a 0,12%, o P
CM
máximo
deve ser 0,25% (Yuroca, 2001) (Batista, 2003). Como o aço perlítico usado aqui
encontra-se com o teor de C limite, ambos os índices foram avaliados.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
107
O aço perlítico quando submetido ao ensaio de implante, apresentou cargas
máximas da mesma ordem dos limites de resistência na tração, indicando a
similaridade de comportamento entre a ZTA e o metal de base.
A exemplo do que ocorreu com o aço bainítico o procedimento de estudo
utilizado não evidenciou alteração no desempenho do aço perlítico devida ao
processo de soldagem, como pode ser observado nas curvas de carregamento,
Figura 4.25, na apresentação dos valores médios de Tensão Máxima no Implante,
Tabela 4.4, e nas fotos de amostras fraturadas, Figuras 4.26 e 4.27.
Quanto às medidas de microdureza, Figura 4.30, não há indícios da presença
significativa de martensita na ZTA. O valor máximo obtido é compatível com
predominância de microestrutura bainítica, fato verificado nas imagens de
microestrutura da junta soldada, Figura 4.17. Nesta mesma figura pode se verificar
que no limiar da ZTA com o metal de base a estrutura é de perlita esboroada
compatível com o resultado de micro dureza apresentado e com as imagens da
microestrutura da região fraturada Figura 4.31.
A Figura 4.28 apresenta uma seqüência de imagens que exemplifica as
características das fraturas dos pinos fraturados. O aço perlítico apresentou
características de fratura dúctil com a presença de vazios (“dimples”) na vizinhança
dos entalhes em direção ao centro do pino. As fraturas não apresentaram faces de
escorregamento. As amostras apresentam uma redução de área média de 33,6%, o
que não indica ductilidade alta. Apresentam superfícies de fratura de forma circular,
com uma diferença entre o diâmetro maior e o menor da ordem de 2,8% indicando
isotropia de deformação. O ciclo térmico da soldagem alterou o observado na tração
para a redução de área sem alterar significativamente o caráter isotrópico da
deformação, faces de fratura circulares, e o seu mecanismo, rasgamento por
“dimples”, resultado já relatado por Almeida e colaboradores (Almeida, 2004).
O ciclo térmico da soldagem, Figura 4.17, propiciaria nesta região a
dissolução parcial das lamelas de cementita da perlita. A estrutura lamelar da perlita
se fragmenta tomando a forma de perlita esboroada, Figura 4.35d. Esta
microestrutura é mais dúctil que a do metal de base (Almeida, 2002), embora a
dispersão de cementita não permita a queda de dureza conforme pode ser observado
no perfil de dureza do pino, Figura 4.36.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
108
Quanto à microestrutura das regiões de fratura dos pinos verifica-se
bandeamento tênue comparado com o metal de base, a morfologia é de perlita
esboroada o que torna esta região menos resistente e mais dúctil que o metal de
base e as outras regiões da ZTA, como já citado. A comparação das microestruturas
aparece na Figura 5.6.
A seqüência de imagens até o metal de base, Figura 4.38, reforça o caráter
isotrópico da deformação já que não se observa diferença apreciável de espessura
dos grãos de ferrita ao longo deste percurso. A perlita esboroada aparece em
detalhes na ponta da fratura e a 3,0mm da ponta onde os pontos claros
predominantemente em contornos de grãos são partículas de cementita que,
fragmentadas da perlita, re-precipitam em especial em regiões de energia livre mais
alta como nos contornos de grãos. É natural prever que os microvazios nucleiem ao
redor destas partículas embora as imagens de fratura, feitas a aumentos
relativamente pequenos (até 750x), não identifiquem as partículas de cementita.
a) Detalhe da perlita esboroada a 3,0mm da
ponta da fratura, – 5000x
b) Detalhe da perlita no metal de base –
7000x
Figura 5.6 - Detalhes da banda de perlita para a ZTA e para o metal de base – U-70
A observação dos sinais de EA superpostos aos registros de tensão conduz,
outra vez, a atividade acústica para valores de tensões baixas comparados à tensão
de escoamento na tração, σ
y
, Figura 4.38, indicando que a técnica de EA é sensível
ao micro escoamento.
O aço perlítico também apresentou inversão de comportamento quanto à
densidade de registros de EA quando comparado à tração com maiores densidades
após o limite de escoamento na tração, Figura 5.7. Este fato pode estar relacionado
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
109
ao processo de carregamento em patamares de tensão, como colocado para o aço
bainítico.
Os registros de energia indicam que o comportamento da ZTA é compatível
com a ativação de mecanismos mais dúcteis com valor máximo menor que
400dBEA², enquanto que os registros do metal de base apresentam valores
superiores de energia, com um pico próximo a 1400dBEA², Figura 5.7.
O aumento da quantidade de sinais de EA após σ
y
indica a ativação de muitas
fontes de sinais acústicos durante o carregamento na região plástica.
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
0
100
200
300
400
500
600
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000
0
100
200
300
400
σ y na tração
UTS na tração
Ensaio de Implante CPU-12
Energia [dB
2
]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU12IMP
C1EnergiaU12IMP
C2EnergiaU12IMP
0 200 400 600 800 1000 1200
0
100
200
300
400
500
0 200 400 600 800 1000 1200
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
Energia [dB
2
]
Tensão [MPa]
Tempo [s]
TensaoU2TR
C1Energia
C2Energia
Teste Tração U2-TR
a) Em teste de implante b) Em ensaio de tração
Figura 5.7 - Comportamento do parâmetro energia durante ensaio de EA – U-70
A dispersão dos sinais nesta região até a fratura, com a maioria dos sinais de
amplitude abaixo de 70dBEA e de contagem abaixo de 1100 (exceto na ruptura),
indica um comportamento mais dúctil do pino de implante que do metal de base na
tração. Embora a redução de área não reforce esta interpretação, a energia acústica
dos sinais só superou a casa dos 1000dBEA
2
no momento da ruptura indicando que
os mecanismos ativados durante o teste foram dúcteis.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
110
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
Ensaio de Implante CPU-12
Contagem
Amplitude [dB]
C1ContagemU12IMP
C2ContagemU12IMP
35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85
0
200
400
600
800
1000
Ensaio de Tração U2-TR
Contagem
Amplitude [dB]
C1Contagem
C2Contagem
a) Implante do pino b) Tração do metal de base
Figura 5.8 - Comportamento dos sinais de EA Contagem x Amplitude de Implante e Tração –
U-70
5.3 - Comparação entre o Aço Bainítico e o Perlítico
As diferenças microestruturais entre os aços confirmam as expectativas de
projeto quando da concepção do aço bainítico, ou seja:
y A presença da bainita globular torna o aço bainítico mais resistente sem
perda de tenacidade, no que se refere à interpretação que a literatura de EA dá ao
termo tenacidade;
y Quando considera-se a tenacidade em termos absolutos como a área abaixo
da curva Tensão x Deformação (Silva, 1980), pode se verificar que a tenacidade dos
dois aços é da mesma ordem, apresentando uma diferença de 0,9%;
y Apesar da grande ductilidade demonstrada pelos valores superiores de
alongamento do aço perlítico, a presença perlita torna seu desempenho, segundo as
análises de EA, mais frágil que o do bainítico;
y A ductilidade do aço bainítico se expressa através da anisotropia de
comportamento à deformação entre as bandas, que promove uma face elíptica na
fratura, e dos sinais de EA, que indicam a ativação de mais mecanismos dúcteis de
fratura que para o aço perlítico.
No que se refere à soldabilidade dos aços pôde ser observado que:
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
DISCUSSÃO
111
y Ambos os aços tem índices CE e P
cm
dentro da faixa estabelecida pelas
normas API;
y Considerando os parâmetros de soldagem utilizados ambos não
apresentaram fragilização da ZTA por formação de martensita;
y A avaliação da tenacidade da ZTA por ensaio de implante não indicou queda
de tenacidade em relação ao metal de base para qualquer dos aços;
y Os resultados de EA, aliados às imagens de microestrutura e de fratura
indicam que o aço perlítico apresenta um comportamento mais dúctil na ZTA que o
aço bainítico implicando em uma inversão quando comparados aos resultados de
tração;
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
112
6 - CONSIDERAÇÕES FINAIS
6.1 - Conclusões
• As diferenças microestruturais entre os dois aços estudados implicam em
diferentes comportamentos mecânicos.
• O limite de resistência alto do aço bainítico não comprometeu sua ductilidade,
considerando sua manifestação através do comportamento anisotrópico da
deformação e os mecanismos de fratura.
• A técnica de EA foi sensível para a detecção de mecanismos de deformação
plástica nos estágios preliminares de aplicação de carga tanto na tração quanto no
implante para os dois aços.
• O critério BRASITEST de aceitação / rejeição não é suficiente para avaliar a
saúde do aço bainítico após o escoamento na tração.
• Os aços apresentaram resposta ao ensaio de implante compatível com boa
tenacidade da ZTA.
• A transição de microestrutura da ZTA para o metal de base no aço bainítico se
mostrou suave reforçando, ao lado da resposta tenaz e do comportamento dúctil
verificado por EA, sua boa soldabilidade.
• O ensaio de EA mostrou-se uma técnica sensível para a detecção e
localização de danos mesmos nos estágios precoces de carregamento também na
junta soldada.
• O ganho de ductilidade da ZTA comparada ao metal de base, na região da
fratura para o aço perlítico e a perda de ductilidade nas mesmas condições para o
aço bainítico, estão evidenciados nas características de microestrutura das ZTAs nas
regiões de fratura. Esta interpretação está de acordo com as análises de EA dos
pinos fraturados.
• As variações citadas na ductilidade da ZTA não comprometeram a tensão
máxima alcançada no ensaio de implante, comparada com o limite de resistência à
tração.
• O desempenho do teste de implante no estudo de tenacidade dos pinos
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
CONSIDERAÇÕES FINAIS
113
soldados sugere sua indicação como ensaio de avaliação de tenacidade de juntas
soldadas.
• As análises de microestrutura dos pinos fraturados, dos pinos padrões e das
faces de fratura aliadas aos resultados de EA dos aços, contribuíram para uma
melhor compreensão do papel dos microconstituintes, em especial quanto ao
comportamento anisotrópico de deformação.
6.2 - Sugestões para Trabalhos Futuros
• Estudar a soldabilidade do X80 quando submetido a procedimentos e
parâmetros adequados à soldagem por dispositivos mecanizados, automatizados ou
robotizados, já que aqui os parâmetros se adequam à soldagem manual.
• Na seqüência da sugestão anterior, desenvolver estudos para a escolha de
metais de adição adequados às diversas utilidades do aço X80.
• Validar o Ensaio de Implante como técnica de avaliação da tenacidade de ZTA
através de sua comparação com técnicas tradicionais como ensaios de impacto e de
tenacidade à fratura (Charpy e CTOD por exemplo).
• Aprimorar técnicas metalográficas que permitam o estudo da microestrutura do
X80 e sua ZTA por microscopia óptica.
• Desenvolver estudos para interpretação mais objetiva de sinais de EA em
avaliações de juntas soldadas.
• As diferenças de perfis de sinais de EA obtidos entre os dois materiais na
tração justificam um estudo mais detalhado dos parâmetros de aceitação/rejeição
para o aço bainítico.
D.M.Almeida
Tese de Doutorado
114
7 - REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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