COMPOSIÇÃO QUÍMICA

As composições químicas obtidas através da espectrometria de emissão óptica no metal de base e no cordão de solda estão descritos na tabela 5.1:

Tabela 5.1 - Composições químicas encontradas no metal de base e na solda dos processos

Os resultados evidenciam que o metal base das placas utilizadas para os dois processos de soldagem possuem composição química dentro do especificado pela norma A351 e são muito semelhantes, como era esperado, uma vez que foram fundidas na mesma corrida de aciaria. A composição química do cordão de solda também é muito similar nos dois processos, entretanto é notada uma diferença de 0,22% em peso no teor de silício da soldagem GMAW, 51% maior que o teor encontrado na soldagem GTAW. O silício é inserido na lista de elementos de liga dos consumíveis por conferir ao arame maior fluidez quando no estado fundido, alta capacidade de trabalho e aumentar a velocidade de trefilação durante a sua produção. Este resultado faz sentido uma vez que os consumíveis utilizados para a

Baseado na composição química obtida foi possível calcular os valores de cromo e níquel equivalentes no cordão de solda.

Tabela 5.2 - Valores de Creq e Nieq a partir da composição química

Os valores calculados mostram uma equivalência nos valores de cromo e níquel equivalentes encontrados e a razão entre os dois é maior que 1,5 em todas as situações, ideal para evitar trincas a quente durante o processo de soldagem pois há uma quantidade de ferrita suficiente para resistir a este trincamento. Os valores de Cr e Ni equivalentes da solda calculados a partir da composição química obtida por espectroscopia podem ser plotados no diagrama de Schaeffler para estimar o teor de ferrita. A intersecção das retas partindo dos valores calculados localiza-se no ponto indicado abaixo no gráfico 5.1.

Gráfico 5.1 - Diagrama de Schaeffler indicando a região de Cr e Ni equivalentes calculados a partir da composição química para o metal de base e cordão de solda

Utilizando o diagrama de Schaeffler para estimar a microestrutura presente na solda nota-se que esta relação de cromo e níquel equivalente localiza-se em uma região que indica a presença das microestruturas austenita e ferrita, e teor de ferrita em torno de 10% para a soldagem GMAW e 15% para a soldagem GTAW. Este teor de ferrita sugere que a solidificação é do tipo FA, com formação primária da ferrita. Dessa forma as principais morfologias que serão vistas nas microestruturas soldadas, conforme diagrama de Schaeffler, são a ferrita vermicular, rendilhada e a ferrita acicular, pois todas estas advém da solidificação primária da ferrita.

Embora os teores de cromo e níquel equivalente do metal de base possam ser calculados a porcentagem e a morfologia da ferrita presente no metal de base não é a mesma para a região soldada. As morfologias se diferem pois a ferrita formada no metal de base provém da solidificação das placas de solda em moldes de areia, com uma taxa de resfriamento muito menor do que a sofrida pelas regiões soldadas. Durante a solidificação o material de base resfria lentamente de forma a fornecer tempo e temperatura suficiente para que haja a redistribuição dos elementos químicos ao longo da estrutura, de forma a permitir o engrossamento da ferrita e dispersão da mesma.

5.2 ENSAIO METALOGRÁFICO E QUANTIFICAÇÃO DAS FASES

As figuras 5.1 e 5.2 mostram a superfície das amostras GTAW e GMAW antes do ataque metalográfico, a fim de avaliar o nível de inclusões e outros possíveis componentes na estrutura como micro rechupes.

Figura 5.1 - Inclusões presentes no material soldado por GTAW: a-b-c) metal de base; d-e-f) solda. Todos os aumentos são de 100x

As metalografias do metal de base da placa soldada por GTAW, mostram a presença de pequena quantidade de óxidos com morfologia globular no metal de base, podendo ser classificado como nível 1 de inclusão conforme norma ASTM E45. No metal de solda também foram encontradas algumas inclusões pequenas e espaçadas, com formato arredondado, os quais são preferidos por concentrarem menos tensões em comparação às morfologias alongadas, ainda mais se a inclusão for frágil. Baixos teores de inclusões no aço são aceitáveis por serem intrínsecos do processo e por não influenciar significativamente as propriedades do material. Dessa forma a norma classifica como aceitável níveis de inclusões de até 4 conforme o gráfico II de inclusões de Jernkontoret, em um aumento de 100x.

Figura 5.2 - Inclusões presentes no material soldado por GMAW: a-b-c) metal de base / d-e-f) solda. Todos os aumentos são de 100x

A figura 5.2 mostra as superfícies polidas das amostras soldadas pelo processo GMAW. As figuras a, b e c mostra o teor de inclusões presentes no metal de base. Nota-se que o metal de base da placa de solda GMAW apresenta uma quantidade superior de inclusões em aumento de 100x. São visíveis inclusões. O sulfeto de manganês é muito comum na estrutura dos aços pois para que o enxofre presente no aço, advindo do coque, não se combine com o ferro e forme inclusões de baixo ponto de fusão são adicionados teores de manganês no aço para que sulfetos mais estáveis como o MnS sejam formados. Apesar de este tipo de inclusão ser menos prejudicial quando comparado ao sulfeto de ferro, estas apresentam-se nas microestruturas do metal de base na forma alinhada, sendo um caminho preferencial de baixa energia para a propagação de trincas e coalescimento de vazios. Além disso, as inclusões provocam significável diminuição nos valores de

teor de óxidos na solda GMAW é comentado na literatura pois este processo muitas vezes utiliza o Argônio misturado com frações de O2 ou CO2. Esta quantidade de

oxigênio inserida na poça de solda, embora sirva como proteção contra a atmosfera externa, frações deste reage com os elementos presentes na poça de fusão, como por exemplo o Mn e o Si, e forma inclusões de diferentes tamanhos e composições.

As microestruturas obtidas nos ensaios metalográficos da estrutura soldada e do metal de base atacados são mostradas a seguir. A figura 5.3 mostra as microestruturas obtidas no metal de base, no estado solubilizado.

Figura 5.3 - Ferrita delta em matriz austenítica no metal de base a) GTAW e b) GMAW. Ataque com reagente Vilella e aumento de 100x)

As metalografias revelam uma matriz austenítica, fase clara, com presença de ilhas de ferrita delta uniformemente distribuídas na matriz e algumas inclusões globulares dispersas em ambas as estruturas. O metal de base da solda GTAW parece apresentar uma fração de ferrita levemente maior que a do metal de base da solda para GMAW, mais finamente distribuída ao longo da matriz com a presença de pequenas ilhas.

Figura 5.4 - Microestrutura ZTA a) ZTA raíz GTAW. b)ZTA face GTAW; c)ZTA raíz GMAW; d)ZTA face GMAW. Ataque Vilella. Aumento de 100x.

As setas vermelhas nas microestruturas da ZTA apontam para o limite da zona de fusão, a partir dela fica bem evidente a mudança brusca na morfologia da microestrutura do metal de base e da zona fundida. Como a ferrita delta só se forma a altas temperaturas ou precisa de muito tempo em temperaturas elevadas para modificar a sua estrutura e morfologia não há uma zona termicamente afetada com mudanças significativa nas morfologias das fases presentes nos aços inoxidáveis austeníticos. A ZTA nestes aços é caracterizada pela região logo após a linha de

Figura 5.5 - ZTA das amostras a)GTAW; b) GMAW atacadas com reagente Murakami. Aumento 200x

As amostras atacadas com reagente Murakami também não revelaram carbonetos precipitados em contornos de grãos para nenhum dos processos de soldagem. Embora as temperaturas de precipitação possam ser alcançadas pela ZTA, a ocorrência deste fenômeno no caso de soldagens de aços CF8 é baixa pois a região não se mantém nestas temperaturas tempo suficiente para ocorrer a cinética de precipitação de carbonetos e os teores de carbono no material são baixos. Se houver precipitação de carbonetos estes podem ocorrer até 3 mm da linha de fusão, e normalmente precipitam nos contornos de grão austeníticos ou na interface com a ferrita, tornando os contornos mais grosseiros e escuros, o que não é observado em nenhuma das estruturas soldadas acima.

Utilizando maiores aumentos na ZTA face é possível ver claramente as morfologias das ferritas presentes.

Figura 5.6 - Morfologias da ferrita no início da zona fundida a) solda GTAW b) solda GMAW. Ataque com reagente Vilella. Aumento de 200x

A figura 5.7 mostra que em ambos os processos o início da linha de fusão solidifica-se com formação primária de ferrita com morfologia acicular. Esta

macrossegregação pode advir do derretimento e/ou a ruptura dos dendritos celulares ricos em cromo, como por exemplo, a ferrita delta do metal base.

A ferrita rendilhada, também presente em ambas as estruturas possui uma alta relação Creq/Nieq cuja a origem dessa morfologia é a transformação das células

ferritas primárias em austenita Widmanstatten e ferrita.

A ferrita vermicular indica baixas relações Creq/Nieq e FN de 5 a 15. Sua

morfologia é resultado da transformação incompleta de ferrita delta para a austenita, desta forma fica localizada dentro das dendritas secundárias austeníticas.

Figura 5.7 - Microestrutura da zona fundida. a) solda raíz GTAW; b) solda face GTAW c) solda raíz GMAW d) solda face GMAW. Ataque com reagente Vilella e

As figuras 5.7-a e 5.7-a mostram que a raíz de ambas as soldas apresentam ferritas com menor relação Creq/Nieq, vermicular e esqueleto de ferrita. Na raiz da

solda GTAW é vista a presença de regiões com morfologia rendilhada, enquanto na raiz da solda GMAW nota-se a presença de uma morfologia acicular. Na face da solda dos dois processos entretanto, é vista uma diferença significativa na quantidade de ferrita rendilhada quando comparado com a face da solda GMAW. Enquanto a solda GMAW apresenta uma mistura entre morfologias com alta e baixa razão Creq/Nieq, sendo elas do tipo rendilhada, esqueleto de ferrita e vermicular, a

solda GTAW apresenta majoritariamente a ferrita rendilhada ao longo da sua estrutura.

Através das micrografias percebe-se que não houve indícios de precipitação de carbonetos ou fase sigma na região soldada nem na zona afetada termicamente. A não ocorrência destes fenômenos deve-se às altas velocidades de resfriamento que não mantém a temperatura suficientemente alta para permitir a precipitação destes componentes na zona termicamente afetada, pois conforme literatura o material não permanece mais do que 30 segundos entre temperaturas de 800 a 500°C. Os baixíssimos teores de molibdênio presentes no material também auxiliam na não precipitação destas fases, pois estudos revelam a presença de molibdênio,

elemento alfagênico, aumentam consideravelmente a cinética destas reações, tornando a sua ocorrência muito possível.

Através do Software ImageJ - processamento e análise de imagens - foi realizado a quantificação das fases presentes na estrutura do metal de base, conforme figura 5.8, sendo a fase clara ferrita e a fase escura austenita..

Figura 5.8 - Método de quantificação por imagem das frações de ferrita: a) metal de base soldado para solda GTAW; b) solda GTAW c) metal de base para solda

GMAW d) solda GTAW

A fração de ferrita estipulada pelo programa para o metal de base da solda GTAW foi de 8.91%, enquanto para o metal de base da solda GMAW foi de 7.89 %. As ferritas delta do metal base são provenientes da solidificação do metal na produção das placas de solda, de forma que a baixa taxa de resfriamento permite que estas sejam absorvidas por difusão pela matriz austenítica e apresentem maiores tamanhos.

O cordão de solda apresenta maiores valores de ferrita em relação ao metal de base pois a taxa de resfriamento é muito alta e não há tempo suficiente para os elementos alfagênicos difundirem-se para a austenita. Utilizando a equação VI do capítulo 3 foram calculados os tempos de resfriamento entre 800/500°C experimentados pela solda. Nestes cálculos a solda GTAW levou 3.7 segundos para passar por esta faixa de temperatura, enquanto a solda GMAW levou 5,48 segundos.

5.3 ENSAIO DE TRAÇÃO

Os ensaios de tração transversal da solda foi realizado em C.Ps retirados da raíz e da face da solda, de ambos os processos. Segundo a seção IX do código da ASME para o procedimento de soldagem ser aprovado no ensaio de tração o corpo de prova deve romper acima do limite de resistência especificado, preferencialmente no metal de base, pois indica que a resistência da solda é maior que a do metal de base e não há perigo de a fratura ocorrer na solda durante a aplicação do componente.

O gráfico 5.2 apresenta a média dos valores de limite de resistência e escoamento obtidos nos ensaios de tração dos dois processos de soldagem.

Gráfico 5.2 - Resultados do ensaio de tração das amostras soldadas em GTAW e GMAW

Todos os corpos de prova fraturaram no metal de base, conforme figura 5.9, confirmando que a soldagem realizada atende os requisitos mecânicos especificados no ensaio de tração. Dessa forma, os valores obtidos no ensaio mecânico refere se ao metal de base utilizado para a soldagem das placas. Analisando os resultados percebe-se que o metal de base utilizado para a soldagem GTAW apresentem valores de limite de resistência e escoamento ligeiramente maiores que a placa de solda GMAW, apesar de não indicar problema no comportamento desta, pois ambos os materiais atingiram as propriedades especificadas.

metal de base obtida por microscopia óptica e quantificada pelo software ImageJ também informou teores relativamente maiores de ferrita para o metal de base GTAW, 8.91% contra 7.89% no metal de base GMAW..

Ao avaliar os corpos de prova pode-se perceber que a região da solda continua praticamente com a mesma espessura do início do ensaio, mostrando que a deformação concentra-se no metal de base, que apresenta teores de ferrita delta bem menores quando comparado a solda, que possui um teor de ferrita maior espalhado de forma mais refinada ao longo da zona fundida, conforme visto nos ensaios metalográficos.

Figura 5.9 - Corpos de Prova de tração com ruptura no metal base dos processos. a) GMAW; b) GTAW

5.4 ENSAIO DE DOBRAMENTO

As figuras 5.10 e 5.11 mostram os corpos de prova de dobramento flexionados 180° após o ensaio mecânico. Os CPs de ambos os processos de

soldagem, GTAW e GMAW, não apresentaram indicações de fissuras na região soldada, indicando boa sanidade da solda e comportamento dúctil da solda a temperatura ambiente.

Figura 5.10 - Corpos de prova de dobramento do processo GTAW

Figura 5.11 - Corpos de prova de dobramento do processo GMAW

5.5 ENSAIO DE DUREZA

As diferentes regiões do material soldado tiveram a sua dureza obtida através de um durômetro de bancada e de um microdurômetro para avaliar o perfil de

Os resultados de dureza Rockwell B obtidos no durômetro de bancada ao longo da seção transversal da solda estão compilados no gráfico 5.3.

Gráfico 5.3 - Resultado do ensaio de dureza HRB realizado nas diferentes regiões da seção transversal da placa soldada

Os valores obtidos são muito semelhantes em ambos os processos. O metal de base, composto em média por teores entre 11 e 13% de ferrita, apresenta os menores valores de dureza, o que faz sentido pois apresenta estrutura majoritariamente austenítica, fase CFC mais mole que a CCC da ferrita.

As durezas obtidas na ZTA para a solda GTAW e GMAW tanto na raiz quanto na face apresentaram valores equivalente de dureza, de forma que não apresentam comportamentos tão diferentes a temperatura ambiente que possa gerar alguma discussão.

A dureza medidas na solda também apresentam valores semelhantes porém, pode ser notada uma dureza média da solda face GMAW ligeiramente maior em relação a solda GTAW.

A microdureza foi realizada então para obter medidas mais refinadas das fases presentes ao longo da estrutura do material. Os resultados médios são informados no gráfico 5.4.

Gráfico 5.4 - Resultados do ensaio de microdureza vickers ao longo da seção transversal da solda

As microdurezas obtidas nas 5 regiões que compreendem a estrutura de uma junta soldada apresentam algumas diferenças em relação ao ensaio anterior. Como o gráfico é representado através da média das medidas obtidas em cada região e a dureza Vickers é uma medida muito pontual, capaz de promover a indentação em apenas uma fase, por exemplo, a grande quantidade de fases presentes ao longo da estrutura fornecem diferentes valores de dureza. Por este motivo foi realizada a medida de dureza das principais fases presentes na estrutura ao longo da seção transversal do cordão de solda. A média de dureza Vickers obtida para as principais morfologias em ambos os processos de soldagem são mostradas na tabela 5.4.

As medidas apontam que as fases menos duras são a austenita e a ferrita com morfologia vermicular. Esta morfologia é a que possui menor relação Creq/Nieq e

sua solidificação é do tipo AF, a ferrita é formada primeiro e em seguida é consumida pela austenita através de mecanismos de difusão. A medida que a ferrita é consumida através de difusão a quantidade de elementos segregados nesta região diminui, auxiliando na diminuição da dureza desta fase. Por este motivo a morfologia vermicular apresenta menor teor de ferrita e seus menores valores de dureza vão de encontro com a literatura.

As morfologias rendilhada, acicular e a ferrita delta presente no metal de base são as morfologias com maiores valores de dureza obtidos. Esta dureza superior é proveniente da alta relação Creq/Nieq e da alta concentração de elementos

alfagênicos em sua composição, que estabilizam a estrutura CCC, mais resistente. Estas são as fases com maior número de ferrita e que podem conter quantidade considerável de elementos segregados durante a solidificação.

5.6 ENSAIO DE IMPACTO

Os resultados obtidos nos ensaios de impacto Charpy realizados a -196°C, divididos nas cinco regiões da estrutura soldada que devem ser avaliadas para qualificações de procedimentos de solda conforme a ASME IX, são apresentados em valores médios no gráfico 5.5.

Após a realização do ensaio de impacto os corpos de prova foram recolhidos para realizar a medição da expansão lateral sofrida pelo material na região da fratura. Os valores médios de expansão lateral obtidos para cada uma das regiões avaliadas são mostrados na tabela 5.5.

Tabela 5.5 - Valores de expansão lateral obtidos nos C.P.s do ensaio de impacto

Os resultados de impacto mostram uma grande diferença nos valores de energia absorvida pelos corpos de prova de cada processo.

Conforme mostrado no gráfico, o material de base da placa soldada pelo processo GMAW apresentou valor médio de tenacidade 30% menor em relação ao metal de base utilizado para a soldagem GTAW. Este menor valor pode estar associado às inclusões alongadas, muito provavelmente sulfetos de manganês, que foram identificadas na região do metal base adjacente à solda da placa utilizada para a soldagem GMAW. Estes sulfetos, não identificados na placa de solda GTAW, podem reduzir consideravelmente a tenacidade do material a baixas temperaturas, principalmente quando apresentam-se de forma alinhada, como foi visto. Estes, em

Os valores de impacto obtidos na ZTA da solda GMAW também são menores que os obtidos da solda GTAW. Através das micrografias é possível perceber que a linha de fusão da solda GTAW apresenta menores frações de ferrita acicular, associada à frente de segregação devido à sua alta relação Creq/Nieq (> 2). Esta

diferença pode ser explicada através da energia de soldagem aplicada em cada processo pois, a solda GMAW possui maiores valores de aporte térmico que na linha de fusão com o material de base impõem maior quantidade de energia sobre as ferritas deltas do metal de base quebrando-as e aumentando a fração de Creq/Nieq

da região e formando maior quantidade de ferrita acicular.

A respeito da diferença na tenacidade da solda GTAW e GMAW é possível perceber que a solda GMAW, mesmo apresentando menores quantidades de ferrita rendilhada em sua microestrutura, apresenta menores valores de ferrita rendilhada e expansão lateral que a solda GTAW. Esta constatação vai contra a teoria que indica