Atualmente, a literatura usa intervalos definidos para categorizar diferentes níveis de resistência mecânica do aço. Os aços de alta resistência (HSS) são aqueles com limite de escoamento entre 210-550 MPa e resistência mecânica entre 270-700 MPa, enquanto que os aços avançados de alta resistência (AHSS) possuem limite de escoamento superior a 550 MPa e a resistência mecânica superior a 700 MPa (WORLD AUTO STEEL, 2013).
O desenvolvimento contínuo de aços de alta resistência vem acompanhar as crescentes demandas por consumo de petróleo e gás. De um lado, a pesquisa por aços de alta resistência atende os desafios de prospecção e produção de petróleo e gás, por outro lado, o progressivo incremento na resistência mecânica reduz a massa dos veículos e com isso reduz o consumo de combustíveis fósseis. Contudo, há casos em que um aumento da resistência leva à redução da conformabilidade do material, da tenacidade, da soldabilidade, entre outras propriedades, afetando a aplicabilidade (CORDEIRO, 2009). A solução para esse impasse foi o desenvolvimento de efeitos microestruturais complexos para conciliar, tanto quanto possível, essas características aparentemente contraditórias (GORNI, 2008).
A principal diferença entre os aços HSS e AHSS é a sua microestrutura. Os aços HSS são constituídos de uma única fase ferrítica. Os aços AHSS são compostos por várias fases, a começar pela ferrita, martensita, bainita e austenita retida, em quantidades suficientes para
produzir as propriedades mecânicas desejadas. Alguns tipos de aços AHSS têm uma maior capacidade de encruamento, resultando num saldo de resistência e ductilidade superiores aos aços convencionais. Outros tipos têm ultra-alto limite de escoamento e limite de resistência e mostram um comportamento de endurecimento a quente. Cada aço é identificado pelo tipo metalúrgico, limite de escoamento (em MPa) e limite de resistência (em MPa). Como um exemplo, o DP 500/800 significa um aço bifásico, com 500 MPa e tensão limite de resistência de 800 MPa. A Figura 6 permite comparar as características de resistência mecânica e ductilidade dos aço HSS e AHSS. Como pode-se observar, o aumento do nível de resistência mecânica leva quase que inevitavelmente à redução de seu alongamento total, ou seja, de sua ductilidade e tenacidade. O desafio metalúrgico é manter elevados níveis de resistência mecânica sem perdas significativas na ductilidade, sendo este desafio possível pela formação adequada de microestruturas que permitem isso.
Figura 6-Relação entre limite de resistência e alongamento total dos vários tipos de aços.
Fonte: (WORLD AUTO STEEL, 2013).
A Figura 7 apresenta o efeito dos vários parâmetros microestruturais sobre as propriedades mecânicas do aço bifásico (GORNI, 2008). No caso dos aços ferríticos com baixo C a relação entre propriedade mecânica e microestrutura são relativamente simples, pois caracteriza-se apenas pelo tamanho e forma dos grãos. Entretanto, aços bifásico, multifásico e martensíticos são mais complexos no tocante a contribuição quantitativa de cada mecanismo de endurecimento e a microestrutura presente. A equação de Hall-Petch expressa a relação entre o limite de escoamento e o tamanho de grão, onde dois modelos foram usados para explicar essa relação. O primeiro é baseado no conceito de que o contorno de grão atua como barreira à movimentação das discordâncias. O segundo modelo está relacionado à densidade de discordâncias e consequentemente ao limite de escoamento. Assim o contorno de grão é
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uma fonte de discordâncias e defeitos e por isso quanto menor o tamanho do grão maior será à densidade de discordâncias no material (DIETER, 1981). Entretanto, para aços bifásico a equação de Hall-Petch é ligeiramente diferente, pois o caminho livre médio disponível para a migração das discordâncias é delimitado pelos contornos ferrita-martensita, e não mais pelos contornos de grão ferríticos. Assim sendo, a equação de Hall-Petch continua válida, só que o valor do tamanho de grão deve ser substituído pela distância livre ferrítica média (GORNI, 1992).
Figura 7-Representação esquemática da influência qualitativa dos parâmetros da microestrutura bifásica sobre as propriedades mecânicas do material.
Fonte: (GORNI, 1992).
Ainda na Figura 6, tem-se os aços martensíticos mais à direita e abaixo no gráfico, também conhecidos por MART (de Martensitic). São aços com microestrutura constituída predominantemente de uma matriz martensítica com pequenas quantidades de ferrita, bainita e em alguns casos austenita retina. Com isso, são considerados aços multifásicos. Conforme apresentado pela Worldautosteel (2013) a alta resistência mecânica dos aços MART, qualifica-os para o uso em componentes vitais para a segurança de automóveis, tais como, as
barras contra impactos laterais. No segmento de tubulações, esses aços são usados na exploração de óleo e gás em poços profundos, onde a resistência mecânica é o principal fator na seleção de materiais para essa aplicação, quando não considerado os ambientes corrosivos (API 5CT, 2012). Conforme já comentado, a microestrutura desses aços também pode conter outros constituintes, tais como martensita auto-temperada, bainita, ferrita acicular e/ou austenita retida; por esse motivo, algumas de suas variantes são designadas pela expressão parcialmente martensítica (PM - Partially Martensitic). A martensita desse aço apresenta morfologia em ripas, já que o teor de carbono do material encontra-se abaixo de 0,2%. O principal mecanismo de endurecimento nos aços MART é dado pela contribuição da martensita, sendo assim, o nível de resistência desse material pode ser ajustado pelo teor de carbono, em função do efeito da solução sólida deste elemento. As demais fases presentes na microestrutura são usadas para um ajuste fino das características mecânicas (GORNI, 2008)
As propriedades mecânicas dos aços ARBL são resultantes da interação entre os diferentes mecanismos de endurecimento envolvidos. A resistência mecânica dos aços é oriunda do somatório e interação dos seguintes principais mecanismos de endurecimento, conforme Figura 8:
– Presença de segunda fase (perlita, bainita, martensita); – Presença de precipitação (NbCN, TiCN, VCN)
– Solução sólida (Mn, Si, Cu, Cr); – Tamanho de grão ferrítico (d);
Figura 8- Mecanismos de endurecimento por ganho em propriedade mecânica
Fonte: (KRAUSS, 1989) Laminado L imi te de Esc oa me nto ( MPa) Normalizado Perlita Tamanho de grão ferrítico
Cada mecanismo de endurecimento, Figura 8, tem a sua atuação bem definida sob certas circunstâncias, por exemplo, o refino de grão ferrítico é favorecido pela precipitação de carbonitretos durante o processamento termomecânico industrial (GALLEGO, 2005). O endurecimento por precipitação é um mecanismo extensivamente explorado nesses materiais, no qual as partículas bloqueiam, total ou parcialmente, a movimentação de discordâncias (DIETER, 1981). Deste modo, esperam-se significativos aumentos de resistência mecânica com a formação de carbonitretos durante ou após a transformação da austenita para ferrita. Segundo Gallego (2005) o mecanismo de endurecimento mais efetivo nos aços microligados ao Vanádio foi o refino do tamanho de grão ferrítico, favorecido pela não recristalização da austenita durante o processamento termomecânico.
A laminação termomecânica reduz o tamanho de grão da ferrita, sendo este, o único método para aumentar a resistência mecânica e tenacidade simultaneamente. Com a redução de quantidade de perlita, a resistência mecânica é afetada, entretanto, outros mecanismos de endurecimento podem compensar essa redução da resistência mecânica, como a precipitação e aumento da densidade de discordâncias (REED-HILL, 1994). A redução da quantidade de perlita, refino de grão, endurecimento por precipitação e o endurecimento pelo aumento da densidade de discordâncias contribuíram individualmente ou combinados para o desenvolvimento dos aços API X65 e API X70, melhorando também a soldabilidade e a temperatura de transição dúctil-frágil (REEPMEYER, 2003)
No estudo realizado por Hulka e Gray (2001) foi constatado que a redução de teores de carbono do aço para 0,03% destinados a linhas dutoviárias melhora as propriedades mecânicas de ductilidade, tenacidade e soldabilidade, além de reduzir a segregação na região central da placa, que também afeta a resistência do aço em ambientes ácidos. O menor teor de C favorece o aumento da solubilização de Nb e propicia o uso de maior quantidade desse elemento. Com maior teor de Nb o processamento da austenita pode ser realizado em maiores temperaturas de laminação. Adicional aumento da resistência mecânica pode ser observado devido ao papel do Nb em retardar a transformação da ferrita e, desta forma, promover mais fração de bainita e formação de precipitados de NbC na ferrita. Quando a quantidade de soluto de Nb é aumentada ocorre atraso na transformação da austenita a temperaturas mais elevadas. Segundo Hulka e Gray (2001) o baixo teor de C e a fixação de N com o Ti (elemento com maior afinidade ao N do que o Nb) previnem a formação de carbonitretos, permitindo que maior teor de Nb seja facilmente dissolvido durante o reaquecimento da placa. A seleta adição de Ti, próxima às taxas estequiométrica, tem um adicional benefício ao
combinar-se com o N em relativamente altas temperaturas. O TiN então permanece em altas temperaturas durante o reaquecimento e previne danos à tenacidade, como consequência da menor quantidade de N livre (o efeito do N livre é particularmente importante em relação à tenacidade na zona afetada pelo calor da solda). Na temperatura final de laminação, o Nb em solução sólida é disponibilizado à formação de precipitados de carbonetos de Nb, favorecendo o aumento da resistência mecânica via endurecimento por precipitação.
A melhora na soldabilidade dos aços também é obtida com a substituição de C por Mn. Uma maior taxa de Mn/C direciona à melhor tenacidade em igual resistência mecânica. Consequentemente, o Mn é o elemento mais comumente utilizado no fortalecimento em solução sólida adicionado ao aço ARBL. Entretanto, Gray (2012) mostra que em ambientes propícios ao trincamento induzido pelo hidrogênio o conteúdo de Mn deve ser limitado, a fim de evitar a formação de microestruturas frágeis. Nos ambientes corrosivos, os aços sofreram modificações desde a redução de teores de carbono, o enxofre foi reduzido para <0,0020 por cento, limpeza interna do aço melhorada e até o uso de ligas com cromo e cobre tornou-se comum. Além disso, controle das bandas de perlita e segregação de fósforo foram acoplados com as melhores práticas de lingotamento contínuo e os aços tornaram-se altamente resistente à trinca por hidrogênio. Os recentes estudos apontam para aços com ultra baixo teor de manganês (<0,30%) mais tolerantes ao teor de enxofre residual (GRAY, 2012).
Para a compreensão dos mecanismos de endurecimento nesses aços, controle das propriedades mecânicas e soldabilidade é necessário realizar caracterização microestrutural. Para prever a microestrutura resultante após o resfriamento a uma determinada taxa de resfriamento utilizam-se diagramas de transformação por resfriamento contínuo (TRC), Figura 9, adequando à microestrutura obtida no processamento (laminação a quente, conformação, soldagem, tratamento térmico, outros) com os requisitos exigidos nas normas API (American Petroleum Institute), voltadas para os produtos usados na produção e condução de óleo e gás.
Figura 9-Diagrama de transformação por resfriamento contínuo do aço API 5L X70
Fonte: (STECALC, 2013)
Em função das condições severas na utilização das tubulações durante a produção e condução de P&G, pode-se afirmar que esses materiais passam pelos processos de fabricação mais rigorosos encontrados no mercado de tubos de aço carbono. O processo de fabricação dos aços passou por grandes avanços tecnológicos, em especial os aços microligados, contribuindo com a exploração de petróleo economicamente viável em profundidades cada vez mais imponentes e ambientes altamente corrosivos (OGATA, 2008).
Aliado ao uso de ARBL, utiliza-se o Thermo-mechanical Controlled-Process (TMCP), com o objetivo de aliar custos competitivos a aços de alta qualidade. Assim alguns os parâmetros são garantidos, tais como:
composição química,
processo de reaquecimento de placas, desbaste e acabamento, deformação de laminação,
taxa de resfriamento da tira, temperatura de bobinamento
Esses parâmetros são importantes para maximizar os efeitos do Nb, V e Ti no tamanho de grão, endurecimento por precipitação e transformação de fase.
Geralmente os aços ARBL contêm elementos de liga, tais como, Nb, Ti e V. O papel de nióbio é para controlar o tamanho de grão austenítico-γ, aumentar a temperatura de não recristalização da austenita-γ e reduzir a temperatura de transformação da austenita em ferrita. O titânio é adicionado para combinar com nitrogênio para formar o precipitado TiN, que é responsável por controlar o crescimento dos grãos de austenita. O vanádio é usado para endurecer por precipitação, com o V (N, C), durante e após a transformação da austenita em ferrita. (GORNI, 1992)
Os parâmetros do TMCP são responsáveis por determinar a microestrutura final do material final, que irá definir as respectivas propriedades mecânicas. Para a fabricação de uma bobina com alta resistência e alta tenacidade a baixas temperaturas no aço microligado ao Nb- Ti-V (ARBL), será necessário obter a estrutura ferrita-perlita refinada (LIU, 2005). Por esta razão, o TMCP controla de forma rígida diversas condições do processo, tanto no re- aquecimento da placa quanto no bobinamento a quente, conforme pode ser visto na Figura 10.
Figura 10-Curva TTT evidenciando o processo TMCP e as respectivas microestruturas resultantes.
A laminação de desbaste ocorre com altas taxas de redução na faixa de temperaturas onde a austenita é recristalizada. Já na laminação de acabamento as taxas de redução também são elevadas, entretanto, ocorre a faixas de temperaturas de não recristalização da austenita.
As condições logísticas e operacionais para a exploração de P&G vêm se tornando cada vez mais desafiadoras e aliadas a ambientes altamente corrosivos encontrados atualmente nos poços de produção no Brasil, assim como a viabilidade econômica para produção de petróleo e gás em regiões e condições anteriormente inviáveis, impulsionam toda a cadeia de suprimento deste segmento no desenvolvimento de tecnologias competitivas, de rápida aplicação operacional e com conteúdo nacional. A partir deste prisma, os requisitos exigidos na indústria de petróleo e gás serão uma função da aplicação e das condições atuais de operação. As propriedades, por exemplo, de tubos usados para transporte de petróleo dentro das refinarias de processamento, devem atender a alta ductilidade, alta resistência mecânica, alta tenacidade, alta resistência à corrosão, boa resistência a trabalho a quente e boa soldabilidade (KYRIAKIDES, 2007). Para tubos usados no mar para transporte de fluidos (petróleo, água do mar, etc), também chamados de risers, outra propriedade entra em questão, o colapso, que são influenciados pelas propriedades físicas do material, ovalisação, excentricidade, tensão residual e razão entre diâmetro e espessura (D/t) (MEHDIZADEH, 1974; CLINEDINST, 1985).
No caso de lançamentos de tubos no mar, para operações Offshore, vários métodos foram desenvolvidos nos últimos 20 anos para atender as demandas de prazo, custo e atendimento aos requisitos segundo a DNV – OSF101 (BOTO, 2004). Dependendo das características do local de instalação e do método de lançamento escolhido, diferentes unidades flutuantes de lançamento são utilizadas. Semi-submersíveis apresentam excelente estabilidade em condições ruins de mar (NETTO, 2004). Navios e balsas também são utilizados, porém são restritos a ondas calmas. Essas embarcações são verdadeiras fábricas flutuantes capazes de realizar soldagem e inspeção de juntas soldadas e instalar o duto, com precisão, no leito marinho, e os lançamentos podem ser do tipo S-Lay ou J-Lay, conforme figuras 11 e 12, respectivamente. Já os navios de lançamento conhecidos como reel-ships são equipados com um carretel onde os dutos são enrolados e conduzidos até o local da instalação. Durante a operação de reboque a flutuabilidade do duto é controlada e, no local de instalação, o duto é alagado e, no caso dos risers verticalizado (PASQUALINO, 2004; NETTO, 2004).
Figura 11-Instalação de dutos pelo método S-Lay.
Fonte: (NETTO, 2004).
Figura 12-Instalação de dutos pelo método J-Lay.
Fonte: (NETTO, 2004).
Com a crescente demanda de competividade no mercado Offshore foi desenvolvido um método de lançamento de dutos no mar visando um aumento no desempenho operacional e econômico, chamado método carretel. O processo convencional de lançamento de dutos é extremamente oneroso em função do tempo de soldagem, revestimento e inspeção que é realizado com a embarcação em auto-mar. O método carretel consiste na soldagem, revestimento e inspeção do duto em terra. Em seguida a linha é “enrolada” em um tambor com superfície circular rígida situada na embarcação, conforme Figura 13.
Estação de soldagem e revestimento
Tubulação em formato S.
Nível do fundo do mar Barco de Lançamento
Barco de Lançamento
Estação de soldagem e revestimento Estoque de tubos
Torre de suporte
Tubulação em formato J. Ponto onde a tubulação encontra o fundo do mar Nível do fundo do mar
Figura 13-Desenho esquemático da embarcação Apache
Fonte: (NETTO, 2004).
Para lançamentos de risers pelo processo reeling, gera-se uma deformação plástica superior a 2% conforme estabelecido na DNV OS F101. Após a aplicação de deformação plástica a ovalizacão dos dutos na condição como fabricado não se torna mais determinante na pressão de colapso, pois a partir deste ponto a ovalização introduzida pela deformação plástica durante o dobramento no carretel é máxima e assim contribuindo significativamente no detrimento da pressão de colapso do tubo após reeling. Por outro lado, a excentricidade não é considerada relevante no estudo (DVORKIN, 2003). Vários estudos foram realizados a fim de caracterizar e prever o comportamento dos dutos sob o efeito da deformação plástica no processo de instalação em carretel. O estudo do comportamento dos dutos sob deformação plástica é de grande relevância e por isso aparatus, Figura 14, foram construídos a fim de avaliar o comportamento dos dutos sob deformação plástica.
Figura 14-Sequência de testes no aparatus de simulação do método carretel
Fonte: (Cortesia LTS/Coppe)
Segundo Botto (2004), por meio de testes experimentas de mecânica da fratura antes e depois da deformação plástica causada pelo método carretel constatou-se que o aumento da deformação plástica reduz a tenacidade a fratura do duto.
Na esfera dos fenômenos químicos, em particular, em corrosão, observa-se uma corrida na busca por novas tecnologias de aciaria e laminação, devido à procura de tubos de condução e produção de óleo e gás adequados a utilização em ambientes muito severos. A aplicabilidade de contramedidas para neutralizar o CO2 em ambientes corrosivos contendo
H2S é mostrada na Figura 15 como uma função da concentração de H2S e pressão de serviço.
Figura 15-Abordagens metalúrgicas para mitigar sulfeto de hidrogênio em função do teor de H2S e pressão de serviço.
Fonte: (GRAY, 2012).
Gray (1996) apresenta a hierarquia mais completa das medidas de atenuação, conforme visto na figura 16. A redução da dureza é a primeira linha de defesa para impedir a corrosão por sulfide stress cracking (SSC). Em concentrações mais elevadas de H2S entra em regime a
corrosão por hydrogen induced stepwise cracking (HIC), conforme mostrado na figura 15 (GRAY, 2012). A prática da indústria é a utilização de níveis de enxofre reduzidos (<0,005%) para aplicações moderadamente ácidas (pH 5,2 ou condições de teste na Solução B da NACE TM0177-96) e menos de 0,0020% de enxofre quando a Solução A da NACE TM0177-96 é especificada. Além disso, adição de elementos para controle das inclusões, como o cálcio, evita a formação de sulfetos alongados (NEJIHACHI et al., 1988). Simultaneamente teores de
Concentração de H2S no gás “sour” (vol. %)
P ress ão d e ser viço ( atm )
manganês são normalmente reduzidos a menos de 1,20% em massa, para reduzir a segregação central.
Figura 16-Hierarquia de medidas de mitigação para tubos em serviço “sour”.
Fonte: (GRAY, 2012)