Ensaio Charpy no metal base

As Tabelas 4.3 e 4.4 mostram os resultados obtidos dos ensaios Charpy instrumentado nos corpos de prova do tipo A e KLST do metal base. Para os ensaios de impacto realizados, o procedimento de determinação da área cisalhada (SFA) usando a metodologia visual de acordo com a norma ASTME23-12c (2012) foi desconsiderada, uma vez que o procedimento foi subjetivo. Para se estimar a porcentagem de cisalhamento, foi utilizada a Equação 4.1 da norma ASTM-E2298-13a (2013). A expansão lateral, foi medida usando um paquímetro como descrito pela norma ASTME23-12c (2012).

% 𝑆𝐹𝐴 = [1 − 𝐹𝑖𝑢− 𝐹𝑎

𝐹_𝑚+ 𝑘(𝐹_𝑚− 𝐹_𝑔𝑦)] × 100; 𝑘 = 0,5 Equação 4.1

Tabela 4.3. Resultados obtidos dos ensaios Charpy instrumentado, corpos de prova do metal base (MB) avaliados com o corpo de prova tipo A.

ID T Fgy Fm Fiu Fa Wm Wt KV/Wt KV LE SFA (°C) (kN) (kN) (kN) (kN) (J) (J) (J) (mm) (%) X80-2 -190 15,63 15,63 15,63 0 2,20 2,96 1,40 4,13 0,004 0 X80-9 -150 19,09 19,52 19,39 0 4,17 6,22 1,10 6,86 0,266 2 X80-10 -125 17,49 23,43 22,98 0 14,18 16,54 1,07 17,75 0,159 13

X90-12 -115 Dados não salvos 21,79 0,174

X80-8 -110 19,85 26,28 20,11 17,60 82,57 260,03 0,96 249,43 2,089 91 X80-11 -104 19,21 26,05 21,05 16,55 80,42 226,49 0,96 217,92 2,053 85 X80-7 -90 19,76 25,52 14,73 13,26 83,46 377,89 0,97 367,63 2,233 95 X80-6 -70 17,22 24,80 - - 83,99 380,27 0,98 372,43 2,192 100 X80-5 -50 16,76 24,13 - - 84,73 410,31 0,97 398,61 2,058 100 X80-4 -25 17,78 23,37 - - 84,29 464,80 1,00 462,49 1,697 100 X80-3 0 15,85 22,68 - - 83,07 474,98 1,01 477,69 2,028 100 X80-1 22 15,04 22,02 - - 82,42 460,03 1,00 461,01 2,113 100

ID: identificação do corpo de prova; T: temperatura do ensaio, Fgy: força de escoamento;Fm: força

máxima; Fiu: força de iniciação da trinca; Fa: força de parada; Wm: Energia máxima; Wt: energia total, KV:

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Tabela 4.4. Resultados obtidos dos ensaios Charpy instrumentado, corpos de prova do metal base (MB) avaliados, corpos de prova tipo KLST.

ID T Fgy Fm Fiu Fa Wm Wt KV/Wt KV LE SFA (°C) (kN) (kN) (kN) (kN) (mm) (mm) (J) (mm) (%) MB-39 -194 1,31 1,31 1,31 0,00 0,06 0,32 1,13 0,36 0,04 0 MB-44 -161 1,35 1,35 1,35 0,00 0,17 0,73 1,00 0,73 0,07 0 MB-47 -139 1,47 1,84 0,98 0,90 1,37 10,30 0,90 9,25 0,85 96 MB-37 -136 1,64 1,63 1,61 0,14 0,33 0,60 1,80 1,08 0,13 10 MB-38 -135 1,35 1,55 1,55 0,65 0,18 1,46 0,90 1,32 0,13 45 MB-42 -131 0,94 1,22 1,22 0,62 0,34 1,57 0,96 1,50 0,15 56 MB-43 -128 1,32 1,95 1,91 1,10 0,78 4,05 0,82 3,32 0,38 64 MB-48 -122 1,29 1,59 1,59 0,12 0,25 0,98 0,93 0,91 0,11 16 MB-49 -121 1,23 1,37 1,37 0,00 0,22 1,08 0,93 1,00 0,12 5 MB-40 -118 1,56 1,82 - - 2,49 11,27 0,92 10,33 0,94 100 MB-41 -107 1,61 1,75 - - 2,33 10,92 0,90 9,86 0,90 100 MB-50 -79 1,52 1,65 - - 2,23 11,10 0,93 10,30 0,96 100 MB-45 -52 1,46 1,62 - - 2,50 11,83 0,92 10,84 1,02 100 MB-46 -24 1,20 1,39 - - 2,23 10,53 0,92 9,73 1,02 100

ID: identificação do corpo de prova; T: temperatura do ensaio, Fgy: força de escoamento; Fm: força

máxima; Fiu: força de iniciação da trinca; Fa: força de parada; Wm: Energia máxima; Wt: energia total, KV:

energia registrada pelo encoder; EL: expansão lateral; SFA: área cisalhada.

A energia de impacto versus temperatura foi dividida do modo convencional: um patamar superior (US), região da temperatura de transição (TT) e patamar inferior (LS) (Figura 4.8). O patamar superior apresentou um comportamento completamente dúctil e pode ser encontrado entre -50 °C e 25 °C para aços API (SILVA, 2004; PASSAGEM, 2011). A temperatura de transição corresponde à mistura de comportamentos frágeis e dúcteis. Finalmente, o patamar inferior apresenta um comportamento completamente frágil.

O ajuste dos dados foi realizado com uma função tangente hiperbólica (-HTF, Equação 4.2), de acordo com processo que tem sido bem documentado (OLDFIELD, 1975; SOKOLOV; ALEXANDER, 1997; SCHILL et al., 2000). A energia (E) fica em termos de patamar superior (US) e inferior (LS), temperatura do ensaio (T) e temperatura de transição dúctil-frágil medido pelo encoder óptico (TTDFKV). O parâmetro C corresponde

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uma forma útil de se avaliar o intervalo de temperatura da região de transição.

𝑬(𝑱) =𝑼𝑺 + 𝑳𝑺 𝟐 + (( 𝑼𝑺 − 𝑳𝑺 𝟐 ) × 𝒕𝒂𝒏𝒉 ( 𝑻 − 𝑻𝑻𝑫𝑭_𝑲𝑽 𝑪 )) Equação 4.2

Como apresentado na seção de análise microestrutural, a junta soldada proporcionou diferentes zonas microestruturais que fornecem diferentes propriedades mecânicas e de tenacidade em comparação com o metal base; no entanto, não houve suficiente espaço dentro da junta soldada para usinar um corpo de prova Tipo-A contendo unicamente a região de interesse. Foi esse o principal motivo de se usar corpos de prova miniaturizados do tipo KSLT, deixando como única opção viável para correlacionar os dados, o uso de um fator de normalização (FN) entre os corpos de prova convencionais (Tipo-A) e miniaturizados (KLST), mesmo que não representasse a mesma microestrutura dos entalhes localizados em diferentes regiões da junta. Correlacionar os resultados obtidos de corpos de prova miniaturizados com os do Tipo-A foi importante para fazer comparações, porque a maior quantidade de resultados existentes na literatura pertence a corpos de prova Tipo-A.

Para correlacionar os resultados entre corpos de prova KLST e Tipo-A foi proposto, por Sainte Catherine et al. (2002), ajustar os coeficientes angulares usando uma relação dos valores de C; entretanto, este ajuste carecia de conceitos teóricos e não foi aplicado no presente estudo.

Lucon et al. (2000), após a realização de numerosos ensaios em diversas condições em aços de recipientes sob pressão de reatores (RPV), sugeriram determinar a temperatura de transição dúctil-frágil (TTDF), usando limites mínimos de energia de impacto, 41 e 68 J, para corpos de prova Tipo-A e 1,9 e 3,1 J. para corpos de prova tipo KLST. Lucon et al. (2000) e Sainte et al. (2000) expuseram metodologias para escalar e deslocar a TTDF e, fatores de normalização (FN) para correlacionar o patamar superior de energia (US). A maior parte destes fatores usam razões de US e propriedades do material, o que implica que essas correlações não podem ser usadas em outros materiais. Por conseguinte, diversos estudos têm sido feitos em aços RPV e existem dados suficientes para propor modelos empíricos de correlação dos diferentes tamanhos de corpos de prova. Porém, nenhum deles pode ser aplicado em aços API 5L, pois tais

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relações são sensíveis ao material e à geometria dos corpos de prova.

Para o presente estudo, com o intuito de se estabelecer uma correlação entre corpos de prova KLST e Tipo-A no metal base, a temperatura TTDFKV do corpo de prova

Tipo-A foi subtraída da apresentada pelo KLST, resultando num fator de normalização de 16,9 °C. Por conseguinte, a curva ajustada dos resultados de corpos de prova KLST foi deslocada para direita em 16,9 °C, como mostrado na Figura 4.8. Sugere-se que mais estudos usando corpos miniaturizados e Tipo-A sejam realizados e com isso, obter resultados necessários para validar e propor novos modelos para os diferentes materiais, mais precisamente em aços usados no transporte de óleo e gás. Na Figura 4.8 encontram-se a curvas ajustada (usando HTF) dos dados experimentais (linhas pontilhadas) e a curva deslocada para direita com linhas contínuas.

Figura 4.8: Curva de energia de impacto versus temperatura do entalhe localizado no metal base (MB) usando corpos de prova tipo-A e KLST. Ajuste realizado usando a função da tangente hiperbólica (HTF).

A Tabela 4.14 apresenta todos os parâmetros para as condições avaliadas, coeficiente de determinação (R2_{) entre os dados experimentais e o ajuste HTF. O R}2

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mostra como o modelo de regressão (HTF) representou os dados experimentais, em que o valor 1 corresponde à correlação perfeita. O ajuste HTF foi realizado para as medições realizadas com o encoder (KV), expansão lateral (EL) e porcentagem de cisalhamento (SFA). A partir desses ajustes (Figura 4.8), localizando na metade entre a temperatura de início e finalização da região de transição, foi calculada a temperatura de transição dúctil-frágil (TTDF), no qual se obteve a TTDFKV, TTDFEL e TSFA-50% (50% de aparência

frágil na superfície), respectivamente (Tabela 4.14). Os valores obtidos de TTDF para os três tipos de medições mostraram-se próximos, o que representou uma boa concordância entre as medições realizadas, dando assim a possibilidade de usar qualquer índice de tenacidade ao impacto, KV, EL e SFA. Portanto, devido ao uso extensivo na literatura das medidas do encoder (KV), este foi selecionado como o índice principal.

Tabela 4.5: Resumo dos parâmetros do ajuste hiperbólico das condições avaliadas.

Tipo de corpo de prova USE (J) LSE (J) A (J) B (J) C (°C) B/C TTDFEL (°C) TSFA- 50% (°C) TTDFKV (°C) TTDFKV- deslocada (°C) R2 Tipo A 467,06 5,5 236,28 230,78 20,4 11,31 -114,3 -117,7 -102,5 *** 0,94 KLST 10,29 0,55 5,42 4,87 8 0,61 -119,4 -128,8 -119,4 -102,5 0,61

USE e LSE representam o patamar superior e inferior de energias, respectivamente. A, B e C são parâmetros de ajuste (OLDFIELD, 1975). T0 corresponde à TTDFKV e R2 representa o coeficiente de

determinação. ***Valor de referência para comparação.

Os corpos de prova Tipo-A e KLST apresentaram pequenas diferenças no ajuste HTF baseado no coeficiente R2_{. No entanto, os corpos de prova do tipo KLST}

apresentaram menor TTDF do que os do Tipo-A. Isso pode ser explicado por um efeito de tamanho, no qual seções transversais menos espessas apresentam valores maiores de tenacidade (SAINTE, CATHERINE C. POUSSARD et al., 2002; ANDERSON, 2005). Sainte Catherine et al. (2002), usando um aço ferrítico 16MND5, e Dohi et al. (2002), usando aços A533 e A508, observaram uma tendência de comportamento mais dúctil em corpos de menor seção transversal, sendo que o último estudo apresentou uma diferença

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entre temperaturas de transição dúctil-frágil de até 4 vezes mais do que no presente estudo.

A TTDF de -120ºC indica que o aço do presente estudo apresentou maior tenacidade que outros aços do mesmo tipo citados na literatura (Figura 4.9 e Tabela 4.6). Os resultados do presente estudo foram comparados com os dados do Silva (2004), Silva (2009), Passagem (2011) e Joo et al. (2012), que usaram aços fabricados com laminação controlada e resfriamento ao ar, com composições químicas de 0,04-0,08C, 1,8-2,0 Mn e 0,09-0,1 de Ti+Nb+V % em massa. Observou-se que o patamar de alta energia (US) foi mais elevado (>400 J) para o aço aqui utilizado quando comparado com os da literatura (<300 J) assim como a TTDF foi menor (-120 °C para este trabalho e entre -30 e -85 ºC para os aços da literatura, Tabela 4.6). Isso pode ser explicado pela microestrutura refinada e sem bandeamento encontrada no aço do presente estudo, o qual melhorou consideravelmente a sua tenacidade ao impacto quando comparado com os de outros estudos (SILVA, 2004; PASSAGEM, 2011; JOO et al., 2012), em que foi reportado frequentemente a presença de bandas de segregação.

Figura 4.9: Comparação de resultados do ensaio Charpy realizados no metal base do presente estudo e outros estudos (SILVA, 2004; PASSAGEM, 2011; JOO et al., 2012). Orientações de propagação das trincas, L: paralelo à direção de laminação, T: Transversal à direção de laminação, D: diagonal à direção de laminação. Na identificação T-L, L-T e D-D a primeira letra representa a direção longitudinal do corpo de prova e a segunda a direção de propagação da trinca.

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Tabela 4.6: Resumo das temperaturas de transição dúctil-frágil (TTDF) para o metal base do presente estudo e outros estudos usando aços API-5L-X80.

Tipo de corpo de prova Sentido do entalhe Patamar superior (J) TTDF (ºC) Referencia KLST T-L 10 -103 Este trabalho A T-L 470x103 _{-120 Este trabalho} A L-T 200 x103 _{-60 Silva (2004)} A T-L 150 x103 _{-60 Silva (2004)} A L-T 250 x103 _{-85 Silva (2009)} A T-L 135 x103 _{---* Passagem (2011)} A L-T 290 x103 _{-60 Joo et al (2012)} A T-L 255 x103 _{-60 Joo et al (2012)} A D-D 245 x103 _{-30 Joo et al (2012)}

*Não foi determinado o patamar inferior nem a TTDF. Orientações da propagação das trincas, L: paralelo à direção de laminação, T: Transversal à direção de laminação, D: diagonal à direção de laminação. Na identificação T-L, L-T e D-D a primeira letra representa a direção longitudinal do corpo de prova e a segunda a direção da propagação da trinca.

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