Fase e constituintes

Neste item será apresentado algumas fases e constituintes relevantes nos aços ARBL e os produtos gerados quando realizadas juntas por SAPNC. Foram levadas em consideração diferentes classificações, mas os trabalhos mais relevantes são os de Colpaert (2008), Thewlis (2004), Zajac et al. (2005) e Krauss et al. (1995).

 Ferrita poligonal ou equiaxial, (FP)

Esta fase nucleia como alotriomorfa de contorno de grão e cresce em grãos equiaxiais. É um dos primeiros produtos a ser formado (<Ae3) em taxas de resfriamento

lento (<3°C/s) e caracteriza-se por apresentar baixa densidade de discordâncias (KRAUSS; THOMPSON, 1995). A formação deste produto é de caráter difusional, o que significa que há deslocamento de átomos por meio da interface de transformação da austenita para a ferrita (γ/α) (THEWLIS, 2004).

78 a razão LE/LT (KIM et al., 2002). A mudança da matriz de ferrita poligonal para ferrita acicular ou bainita aumenta o limite de escoamento e a razão LE/LT, embora diminua a tenacidade, devido ao aumento do tamanho de grão ferrítico (KIM et al., 2002). Alta resistência mecânica e boa tenacidade à fratura foram atingidas com microestruturas de ferrita e bainita ultrafina (LAITINEN, 2006, p. 21).

 Ferrita acicular (FA)

Kang; Seol e Park (2013) estudaram a evolução microestrutural de um aço de alta resistência e baixa liga – ARBL (0,05C, 0,15Si e 2,00Mn, % em massa), de amostras submetidas a tratamentos térmicos com resfriamentos contínuos, mudando a velocidade de resfriamento, observaram que a FA foi formada em uma faixa de temperatura intermediária durante o resfriamento contínuo, com taxas de resfriamento de 10 a 30 °C/s.

O aumento na tenacidade fornecido por este tipo de fase é baseado na tridimensionalidade da FA, que apresenta uma microestrutura fina interbloqueada com altos ângulos dos contornos entre os grãos de FA (LAITINEN, 2006), como pode ser observado na Figura 2.11. A FA nucleia de forma intergranular sobre inclusões, diminuindo o crescimento da ferrita de Widmanstätten e a bainítica com ferrita em placas –BP (LAITINEN, 2006). Outros sítios de nucleação são os contornos de grão austenítico com presença de inclusões (SHANMUGAM et al., 2006) e sobre bandas de deformações geradas na austenita (deformações realizadas abaixo da Tnr) (CHIOU et al., 2001).

A presença de ferrita acicular nucleada de maneira intergranular em partículas de óxido de titânio melhora a tenacidade à fratura na zona termicamente afetada (ZTA) com grãos grosseiros, decorrentes de processos de soldagem por fusão com elevado aporte térmico (LAITINEN, 2006, p. 18). A formação de óxidos de titânio depende fortemente do teor de alumínio, pois o oxigênio reage primeiro com este e depois com o titânio. Podem ser formados óxidos de titânio ou nitretos de titânio, sendo que os óxidos são lugares preferenciais para a nucleação de FA. Em juntas soldadas por arco elétrico, a adição de óxidos em eletrodos é proposital e serve para aumentar a fração volumétrica de FA na zona fundida (FATTAHI et al., 2013), assim como a adição destes no projeto de liga pode aumentar a fração volumétrica de FA na ZTA (SUNG et al., 2011).

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Figura 2.11: Estrutura com bainita com ferrita em placas (BP), ferrita acicular (FA) e bainita granular (BG). a) Zona termicamente afetada de um aço API X70, aço fabricado pelo processo TMCR (ALIZADEH; BORDBAR, 2013) b) aço API-5L-X80 submetido a um processo de laminação controlada e resfriamento acelerado [20 °C/s] de 800 a 545°C (HAN et al., 2010).

 Bainita

A bainita forma-se entre 250 e 500 °C (BHADESHIA, 2010) e a quantidade de formatos de bainita é ampla e de difícil interpretação. A formação da bainita apresenta mecanismos de difusão e cisalhamento (BHADESHIA, 2010). A bainita pode ser gerada incrementando-se a temperabilidade do material com elementos de liga, como manganês e molibdênio, que retardam a cinética da transformação γ→α.

A dependendo da morfologia, tamanho e homogeneidade da microestrutura bainítica, está em tamanho fino e grande quantidade pode aumentar a resistência mecânica do material, além disso, esta microestrutura pode ser considerada desejável, uma vez que apresenta alta tenacidade à fratura (BHADESHIA; CHRISTIAN, 1990; WEI; NELSON, 2012; SOEIRO et al., 2013; XUE et al., 2014). No entanto, microestruturas apresentando grãos de austenita prévia grossos com presença de bainita em placas retas têm apresentado valores deletérios na tenacidade (FAIRCHILD et al., 2000).

Zhang et al. (2012) estudaram a evolução microestrutural de um aço API-5L-X80 (0,05C, 0,23Si e 1,8Mn, 0,08(Ti+V+Nb), % em massa) com amostras submetidas a tratamentos térmicos com resfriamentos contínuos, mudando a velocidade de

80 resfriamento, observaram que com o aumento da bainita ocorreu um aumento dos limites de escoamento e de resistência, embora o expoente de encruamento e a energia de absorção diminuíram. Porém, a resistência mecânicas e tenacidade à fratura dependeram das características próprias da bainita formada (ZAJAC et al., 2005).

Xue et al. (2014) descreveram que pacotes grandes de bainita com ferrita em formato de placas ou ripas, apresentam queda na tenacidade em comparação com estruturas com estruturas mais poligonais (BHADESHIA; CHRISTIAN, 1990; WEI; NELSON, 2012).

 Bainita granular (BG)

A BG não é diferente dos outros constituintes bainíticos, pois compartilham o mesmo mecanismo de formação (BHADESHIA, 2010). Este tipo de bainita é bastante encontrado em resfriamentos contínuos (BHADESHIA, 1992). Esta microestrutura foi observada por Kang; Seol e Park (2013) e, Krauss e Thompson (1995) para aços ARBL em temperaturas menores que 760 °C e taxas de resfriamento entre 1 a 10 °C/s.

Han et al. (2010) realizaram simulações termomecânicas num aço API-5L-X80 (0,08C, 0,30Si e 1,9Mn, 0,12(Ti+V+Nb), % em massa) e, observaram que com o aumento de bainita granular houve uma diminuição da tenacidade ao impacto.

Dois formatos de BG relatados. O primeiro consiste em grãos de ferrita (~2-15 μm) com grande diferença de orientação (>15°) entre estes que, se apresentam em volta de uma fase secundária, que normalmente é M-A, como mostrado na Figura 2.12.a-b (BANGARU et al., 2004; ZAJAC et al., 2005; KANG et al., 2013). O segundo formato, apresenta partículas de M-A dentro dos pacotes grandes da bainita, no qual a aparência lisa dos pacotes de bainita pode ser observada em baixa magnificação, como mostrado no grão “A”, na Figura 2.12.c e d. Enquanto em grande magnificação, as placas de ferrita dentro dos pacotes de bainita apresentam desorientações baixas (<10°) (KANG et al., 2013), o que dificulta a sua identificação por microscopia óptica ou eletrônica de varredura. A BG é comumente encontrada na ZTA de juntas soldadas em aços API-5L (BANGARU et al., 2004).

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 Bainita com ferrita em placas (BP)

A bainita com ferrita em placas nesta classificação forma-se em taxas de esfriamento maiores que 30ºC/s segundo Kang; Seol e Park (2013), que estudaram a evolução microestrutural de um aço de alta resistência e baixa liga – ARBL (0,05C, 0,15Si e 2,00Mn, % em massa). A ferrita desta bainita nucleia nos contornos do grão austenítico e continuando a crescer por repetidas formações de subunidades (SHANMUGAM et al., 2006), gerando um formato de placas ou ripas com alta densidade de discordâncias (ZAJAC et al., 2005). Este tipo de microestrutura é comumente reportada como bainita inferior.

Como apresentado na Figura 2.13-a, as placas de ferrita se observam paralelas e confinadas dentro do grão austenítico prévio. Na Figura 2.13-b, pode-se ver as placas paralelas de ferrita com larguras menores que 1 µm. A resistência mecânica da bainita depende do tamanho das placas de ferrita, da precipitação dispersa dos carbonetos e da densidade de discordâncias bloqueadas nos átomos de carbono (HERMENEGILDO, 2012), portanto quanto maior a resistência mecânica menor será a tenacidade do constituinte. O formato alongado das placas de ferrita não apresenta nenhum impedimento para a propagação rápida de trincas (clivagem), a não ser que contornos de alto ângulo consigam defletir a trinca (TANG et al., 2013; WANG; LIAN, 2014). O alto teor de carbono na cementita ou martensita presente entre as placas de ferrita pode gerar trincas de alta velocidade de propagação (BHADESHIA, 1990).

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Figura 2.12: Formato da bainita granular: a) aços 0,06C% em massa – sem boro, b) aço 0,045C (% em massa) com boro; resfriamento acelerado desde 800 °C, modificado de Zajac et al. (2005). c) e d) aço ARBL (0,05C, 0,15Si e 2,00Mn, % em massa), mapas de desorientação obtidos por EBSD, modificado de (KANG et al., 2013); e) Microestrutura pertencente a junta soldada por arco elétrico, modificado de (BANGARU et al., 2004), aços API-5L-X120 com carbono equivalente (Pcm) entre 0,24 e 0,30%, em peso. Ferrita da bainita (FB).

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Figura 2.13: Bainita com ferrita em placas presente num aço bainítico de baixo teor de carbono (0,03 C; 0,19 Si; 1,85 Mn; 0,009 P; 0,028 Al; 0,024 Ti; 0,05 Nb; 40 S*; 26 B*; 40 N*; ppm: *), Imagens obtidas: a) microscópio ótico e b) microscópio eletrônico de transmissão. Adaptado de Chiou et. al (2001).

 Segunda fase

Como produto da decomposição da austenita em aços ARBL, grande parte da austenita se transforma em ferrita, e uma parte menor (<5%; LI et al., 2015) se transforma em segunda fase dispersa. A segunda fase aqui considerada tem sido chamada de: agregados eutetóides por Ramírez (2008), de constituinte martensita-austenita (M-A) por grande parte da literatura disponível (FAIRCHILD et al., 2000; LAITINEN, 2006; SANTOS

et al., 2010) e, segunda fase dispersa por Zajac et al. (2005) e Shanmugam et al. (2006).

A segunda fase pode-se dividir em vários microconstituintes, perlita degenerada, M-A, bainita, martensita e cementita. Cujo tipo, formato e fração volumétrica dependerá da composição química do aço, pico de temperatura, taxa de resfriamento e temperatura de final de resfriamento (ZAJAC et al., 2005).

Zajac, Schwinn e Tacke (2005) estudaram a evolução microestrutural de aços API- 5L-X100 e X120, com teores de carbono na faixa de 0,03 a 0,06, % em massa, e com diferentes elementos adicionados como Mo, MoNi, CuNi, MoNiCuCr. Na Figura 2.14 são apresentados os resultados dos produtos de segunda fase obtidos nos sistemas Mo Ni- Cu, em que observaram que quanto maior a taxa de resfriamento, maior a dureza dos produtos obtidos.

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Figura 2.14: Esquema da variação do tipo e fração volumétrica da segunda fase em bainita granular. TFR: temperatura de finalização do resfriamento, TFL: temperatura de finalização da laminação. Adaptado de (ZAJAC et al., 2005), API-5L, 0,03-0,06, % em massa, e sistemas com Mo, e Ni-Cu.

 Martensita austenita (M-A)

A fase M-A apresentam tamanhos pequenos (≤ 3 μm) sendo dura e frágil. Esse microconstituinte forma-se regularmente na ZTA de soldagem por fusão (FAIRCHILD et

al., 1991; SOEIRO et al., 2013) e quanto maior a taxa de resfriamento, menor será o seu

tamanho (RAMÍREZ, 2008).

Dependendo da sua forma, estas partículas podem passar de um simples concentrador de tensões a um criador de microtrincas. São classificadas como bloco (massiva) e alongadas. O formato alongado causa maior perda de tenacidade que o massivo (BOTT et al., 2005), no entanto essa apreciação pode-se relacionar mais ao fato de observar microestruturas aciculares com microestruturas endurecidas. Embora, particulas em formato de bloco tem sido observadas com maior frequencia como iniciadores de trincas (LAITINEN, 2006; MOHSENI, 2012).

A porcentagem de carbono nas partículas de M-A maiores que 0,05% são geralmente consideradas frágeis (BOTT et al., 2005). A M-A pode apresentar valores de

85 dureza de 800 a 1200 Vickers para o formato massivo e, 600 a 800 Vickers para o formato alongado (LAITINEN, 2006). As principais causas de início de trincas causadas por fases de M-A estão relacionadas com estado triaxial de tensões na interface M-A/Matriz, em que as trincas podem começar dentro das regiões ao redor da partícula de M-A (LAITINEN, 2006). Laitinen (2006) e Mohseni (2012) explicam detalhadamente os mecanismos de falhas frágeis e dúcteis derivadas do M-A.

A influência no início de trincas por M-A depende da quantidade, tamanho e distribuição das partículas. Estas podem reduzir a tenacidade gerando microtrincas que causam o início de trincas maiores. Também, as partículas de M-A podem reduzir a capacidade da matriz de ferrita em resistir à iniciação da fratura (FAIRCHILD et al., 1991). O padrão de propagação da trinca em ensaios de tração foi o apresentado na Figura 2.15, em que partículas grosseiras de M-A facilitam a propagação das trincas, enquanto partículas pequenas homogeneamente distribuídas obrigam à fratura a percorrer maiores distâncias para se propagar, ou seja, demandam maior consumo de energia durante a propagação da trinca, mostrando consequentemente valores maiores do limite de escoamento e a tenacidade à fratura (LAITINEN, 2006; HAN et al., 2010).

Figura 2.15: Modelo de propagação de trinca numa estrutura de ferrita acicular com

microconstituinte martensita austenita (M-A) em bloco a) grosso e b) fino (HAN et al., 2010). API-5L-X80 (0,08C, 0,30Si e 1,9Mn, 0,12(Ti+V+Nb), % em

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3 Materiais e Procedimento Experimental

A pesquisa foi realizada com base no fluxograma geral da Figura 3.1.

Figura 3.1: Fluxograma geral da pesquisa