Microscopia eletrônica de varredura

A análise das amostras por microscopia eletrônica de varredura/MEV com ataque químico foi realizada com o objetivo de se observar microconstituintes difíceis de serem visualizados no microscópio óptico, como: carbonetos e austenita retida. Neste caso, o reagente químico empregado na revelação das microestruturas e criação da topografia será uma solução constituída de LePera 1:1.

Com o objetivo de obter maior contraste de fases e composições, na Figura 92 foi realizado MEV com elétrons retroespalhados. Segundo Sverdlin (2006), a cinética de formação da martensita, a morfologia, a subestrutura da martensita temperada e outros fenômenos, estão relacionados em grande parte com a temperatura de início de transformação martensítica, Ms. Sendo assim, a influência dos elementos de liga na transformação martensítica é determinada a priori pela influência desses elementos de liga na temperatura de início da transformação martensítica, Ms. Para aços com Ms acima da temperatura ambiente, martensita em forma de ripas é encontrada durante a têmpera. Os cristais de martensita presentes têm a forma de placas finas orientadas aproximadamente iguais, que são combinados em pacotes mais ou menos equiaxiais. Nota-se que a microestrutura predominante é a martensita em forma de ripas finas conforme pode ser observado na Figura 92, em pacotes com a mesma orientação.

Linhas de Fluxo

Figura 92- Microscopia eletrônica de varredura do CP 1T com aumento de 3.000x e ataque químico de Lepera 1:1. Elétrons Retroespalhados.

Sverdlin e Ness (2006) apontam que os elementos de liga possuem influência na quantidade de austenita retida formada durante a têmpera. da mesma forma, essa influência está relacionada à temperatura de transformação da martensita, Ms. Resultados experimentais comprovam que os elementos de liga que reduzem a Ms aumentam a quantidade de austenita retida, conforme pode ser observado na Figura 93. O efeito do elemento de liga e da quantidade de carbono na formação da austenita retida é considerado, entretanto, outros fatores contribuem de forma significativa na quantidade de austenita retida durante a têmpera, tais como, taxa de resfriamento e temperatura de austenitização. Na Figura 92, nota-se a formação de austenita residual nas regiões escuras, em menor escala.

Figura 93-Influência dos elementos de liga na quantidade de austenita retida em aço carbono.

Fonte: (SVERDLIN; NESS, 2006)

O processo de revenimento realizado no presente estudo ocorreu a uma taxa de aquecimento de 70°C/s, consideravelmente alta. Após atingir o patamar de 710°C, manteve por 200s até iniciar o resfriamento lento ao ar. Neste processo a primeira mudança estrutural ocorre pela segregação do carbono nas discordâncias (SVERDLIN; NESS, 2006). O segundo estágio é a precipitação de intermetálicos. no terceiro estágio a cementita precipita e no quarto estágio as partículas de cementita coalescem e esferoidizam a temperaturas acima de 350°C. Com a adição de elementos de liga os estágios da processo de revenimento são retardados e carbetos complexos são precipitados a elevadas temperaturas de revenimento (TOTTEN, 2006). A adição de cromo e molibdênio gera o efeito de endurecimento secundário pela formação de precipitados que elevam a resistência mecânica do aço durante o revenimento. Esses precipitados foram encontrados nas Figura 94 e 95.

Figura 94-Microscopia eletrônica de varredura do CP 8R com aumento de 10.000x e ataque químico de Lepera 1:1. Elétrons Secundários, na condição temperada e revenida.

Estima-se que esses precipitados tenham dimensões de 26 a 80nm conforme pode ser observado na Figura 95. Com isso, justifica-se o elevado nível de resistência mecânica aliado as altas energias absorvidas no ensaio de impacto, ou seja, precipitados finos elevando as propriedades mecânicas e garantindo tenacidade ao aço.

Figura 95-Microscopia eletrônica de varredura do CP 8R com aumento de 20.000x e ataque químico de Lepera 1:1. Elétrons Secundários, na condição temperada e revenida.

5 CONCLUSÕES

Com relação à caracterização e desenvolvimento do tubo fabricado pelo processo ERW/HF de alta resistência e baixa liga contendo 1Cr e 0,2Mo conclui-se que:

1. Os resultados de composição química indicam que a corrida fornecida pela usina apresentou baixa variabilidade dos principais elementos químicos. Com isso, o processo de tempera e revenimento foi mais consistente, pois a presença de elementos de liga alteram significativamente a microestrutura resultante do tratamento térmico.

2. O modelo matemático proposto por HOLLOMON (1947) é consistente e capaz de oferecer uma temperatura de revenimento levando em consideração o endurecimento secundário pela adição de elementos de liga. Além disso, o modelo foi adaptado para fornos de indução, considerando quatro minutos para o tempo no patamar de temperatura no revenimento. Essas premissas estabelecidas em conjunto com o modelo de Hollomon apresentaram consistência para a aço estudado. A temperatura indicada pelo modelo foi de 711°C e a temperatura real foi de 710°C ±10°C.

3. O ensaio de tração demonstrou que o processo de têmpera e revenimento está controlado e consistente, entretanto, dois ensaios de 88 ensaios (em torno de 2,2%) foram considerados dispersos dos demais. Esse resultado é fruto de um problema de processo chamado “gap”, que afeta a indução de corrente no aço reduzindo a temperatura durante o tratamento térmico. Esse efeito é local, como pode ser observado. Ao descartar esses 2 resultados observa-se que o limite de escoamento fica dentro de uma faixa estreita de 50MPa, assim como o limite de resistência.

4. Os resultados de impacto Charpy apresentaram a -60°C energia de impacto energia equivalente a 5x estabelecida pela norma API 5CT a 0°C. Além disso, a temperatura de transição dúctil frágil é menor que -60°C.

5. O ensaio de dureza acompanhou os resultados de tração. Na dureza após têmpera, o efeito de “gap” impactou em torno de 5% dos resultados abaixo do valor mínimo para 90% de martensita, ou seja, 40HRC. Na dureza após revenimento, o tempo de exposição ao patamar

de temperatura de 710°C deveria ser superior, pois neste processo o tempo para a decomposição da martensita é relevante para a redução de dureza. Acrescentando ainda o efeito do endurecimento secundário a dureza máxima de 25HRC não foi atendida.

6. O tubo de aço ARBL contendo 1%Cr e 0,2Mo desenvolvido no presente trabalho atendeu plenamente os objetivos e as exigências estabelecidas pela API 5CT.

7. Obteve-se tubos soldados por ERW/HF capazes de substituir os tubos extrudados aplicados na indústria de petróleo e gás.

TRABALHOS FUTUROS

1. Reduzir a velocidade de tempera e revenimento mantendo os mesmo patamares de temperatura com o objetivo de reduzir a dureza máxima para 25HRC.

2. Utilização do modelo de HOLLOMON (1947) para o desenvolvimento de ligas e processos de tratamento térmico de ARBL.

3. Combinação das técnicas de microscopia ótica (LePera e Metabissulfito de Sódio) e MEV para caracterização de aços temperados com microestruturas complexas.

4. Avaliar a resistência a corrosão da material em estudo para aplicação em poços do pre-sal com alta concentração de H2S e CO2.

5. Avaliar a tenacidade a fratura por meio de ensaios CTOD relacionado com a morfologia encontrada nos precipitados após revenimento.

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