Soldagem de componentes em aço inoxidável duplex e superduplex, aplicados nos módulos de plataforma
de petróleo.
(Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.com
Os aços inoxidáveis duplex e superduplex estão sendo utilizados em quantidades cada vez maiores em projetos relacionados ao segmento offshore. Estes aços são aplicados tanto na fabricação de componentes “subsea” (equipamentos de perfuração, corpos de válvulas, tubulações em Arvores de Natal Molhadas e Manifolds, sistemas BOP, dentre outros.), como nos equipamentos e estruturas “top side” de plataformas de petróleo (sistemas de dessulfuração, trocadores de calor, separadores de óleo, gás e água, conjuntos de hidrociclones, dentre outros). Alguns exemplos de aplicação podem ser encontrados nas figuras 1 e 2 a seguir.
Trocadores de calor de aço inoxidável superduplex UNS S 32750 para plataformas de
petróleo.
Soldagem de tubulação de sistema de dessulfatação para módulo de plataforma de petróleo em
aço inoxidável superduplex UNS S 32750.
O elevado crescimento na utilização dos aços inoxidáveis duplex e superduplex na fabricação de tais componentes pode ser explicado pelos seguintes fatores principais:
Excelentes propriedades mecânicas quando comparados aos aços inoxidáveis austeníticos da classe 300. O limite de escoamento de aços inoxidáveis superduplex da classificação UNS S32750, por exemplo, chega a valores próximos ao dobro do limite de escoamento de aços austeníticos do tipo 304L ou 316L, além de apresentarem maiores limites de resistência e valores de tenacidade similares.
Elevada resistência à corrosão por pites e corrosão sob tensão em meios contendo ácido clorídrico, ácido sulfúrico, ácido acético, íons cloreto, entre outros.Essas características mecânicas implicam na redução das espessuras de projeto de alguns componentes pela metade quando se utilizam aços inoxidáveis duplex em substituição aos inoxidáveis austeníticos convencionais, o que acarreta na redução de peso do componente. Além da redução de peso, os componentes fabricados possuem maior resistência à corrosão.
Apesar das vantagens observadas acima, operações inadequadas durante a soldagem dos aços inoxidáveis duplex e superduplex podem resultar em alterações metalúrgicas na microestrutura dos mesmos e, consequentemente, perda das propriedades mecânicas e/ou resistência à corrosão do componente final. A figura 3 mostra um dos problemas típicos que pode ser encontrado na zona afetada pelo calor (ZAC) de aços duplex e superduplex caso os procedimento de soldagem não sejam devidamente qualificados e seguidos durante execução das obras.
Microestrutura de aço UNS S32750 soldado. Região A: Metal de base com balanço ideal de ferrita e austenita (aproximadamente 50% de cada uma das fases). Região B: ZAC com balanço das fases ferrita e austenita
alterado devido a operação de soldagem não apropriada. (aproximadamente 75% e 25% respectivamente). Região C: Metal depositado por processo de soldagem com as fases equilibradas.
Na figura 4 abaixo é possível observar o tipo de problema macrográfico resultante da microestrutura mostrada na “Região B” da figura 3.
Amostra de pedaço de tubo de aço inoxidável superduplex UNS S 32750 retirada de sistema de tubulação em módulo de plataforma de petróleo. A circunferência vermelha mostra a região da zona termicamente afetada (aproximadamente 2mm distante da região bo metal depositado) durante a soldagem do tubo, a qual sofreu corrosão durante trabalho na
plataforma, devido a perda da estrutura do aço inoxidável superduplex.
Para que casos similares ao descrito acima não ocorram durante a fabricação e montagem de componentes e estruturas offshore de aços inoxidáveis duplex e superduplex durante os processos de soldagem, a BÖHLER Welding Group oferece aos seus clientes toda linha de consumíveis para soldagem desses aços (tabelas 1 e 2), além de consultoria técnica especializada pelo nosso departamento de Engenharia de Aplicação, com auxílio na qualificação de procedimentos de soldagem e treinamentos teóricos e práticos específicos.
Tabela 1 – Linha de consumíveis indicados para soldagem de aço inoxidável duplex UNS S 31803
Processo Consumível
TIG BÖHLER CN 22/9 N-IG
Eletrodo Revestido BÖHLER FOX CN 22/9 N
MAG (Arame Sólido) BÖHLER CN 22/9 N-IG
Arame Tubular BÖHLER CN 22/9 PW-FD
Arame para SAW BÖHLER CN 22/9 N-UP
Tabela 2 – Linha de consumíveis indicados para soldagem de aços inoxidáveis superduplex UNS S 32750 e UNS N 32760.
Processo Consumível
TIG THERMANIT 25/09 CuT
Eletrodo Revestido THERMANIT 25/09 CuT
MAG (Arame Sólido) THERMANIT 25/09 CuT
Arame para SAW THERMANIT 25/09 CuT
Fluxo para SAW Marathon 431
Entre em contato com um de nossos engenheiros para obter maiores informações. TEL: 0800 11 9002.
Carboneto de Cromo-Nióbio (CrNb) é a solução para martelos e facas a partir de agora
(Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.com
Devido à antecipação da proibição da queima da cana nos canaviais para 2014, a mecanização da colheita ultrapassa 55% dos canaviais no Estado de São Paulo trazendo benefícios para o meio ambiente com a redução da emissão de monóxido de carbono (Co). Entretanto é sabido que a mecanização tem como característica negativa para o processo de fabricação de açúcar e álcool o aumento das impurezas minerais e vegetais que aumentam o desgaste gerado por esses compostos. Para combater esta nova realidade foi necessário estudar e reavaliar as ligas empregadas na proteção dos equipamentos que são aplicadas através de soldagem. A Böhler Welding através do seu centro de pesquisa e desenvolvimento tem buscado desenvolver ligas de soldagem de alta performance para essa finalidade. Após alguns experimentos realizados em campo já relatados em artigos anteriores foi concluído que aplicações de revestimento duro com ligas que contenham somente cromo para a formação dos carbonetos não têm sido suficiente. Vale lembrar que estas ligas são usadas pela grande maioria das usinas.
Hoje em dia as substituições dos martelos e facas raramente são executadas com uma parada programada mas sim com eventuais paradas por chuva, tendo em vista a melhor eficiência industrial. Contudo se faz necessário que o revestimento dos martelos e facas garanta uma vida útil prolongada, pois a campanha de um jogo de martelos ou facas não se tem um tempo especifico.
A Böhler Welding tem em sua linha de produtos a liga CrNb, sendo UTP Ledurit 68 em eletrodo revestido e UTP AF Ledurit 68 em arame tubular que deposita uma liga rica em C, Cr e Nb, que formam um depósito de solda com carbonetos extremamente duros, utilizado para revestimentos contra desgaste em
peças de aço submetidas a médios impactos e severa abrasão. Seu principal campo de aplicação é junto às usinas de açúcar para soldagem de revestimento em martelos desfibradores, facas picadoras e picotes da moenda, também são amplamente empregados em outros segmentos como implementos agrícolas,
minerações, fábricas de cimento, pedreiras, construtoras e siderúrgicas. Sua estrutura metalúrgica é composta por carbonetos de Cromo com dureza de até 1800 HV e carbonetos de Nióbio com dureza de até 2400 HV, sua dureza nominal é de 64HRC.
Microestrutura do Carboneto CrNb Martelos Revestidos com Ledurit 68.
Soldagem em construção de tanques de armazenamento de gás GLP liquefeito no processo arame tubular
(Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.comAços que obedecem à norma ASTM A 537 são chapas soldáveis de aço Carbono-Manganês-Silício, e aplicáveis na construção de vasos de pressão. São fornecidos em três classes: Cl1, Cl2 e Cl3. Nenhumas das classes deste material possuem requisito de impacto mínimo por norma. Porém, a classe de requisito suplementar S5, requer realização de teste de impacto, para verificação conforme o requisito de projeto. Desta forma, isso possibilita que um requisito especial de projeto seja solicitado, uma vez que os mesmos aços podem ser utilizados na construção de determinados equipamentos que trabalhem sob baixas temperaturas. Estes materiais possuem composição química e tratamentos termo-mecânicos controlados, os quais lhes podem propiciar elevados valores de tenacidade, tanto em temperatura ambiente com em baixas temperaturas.
No exemplo abaixo descrito, vemos a situação de soldagem de um tanque de armazenamento de gás GLP (gás liquefeito de petróleo), aonde existe a necessidade de um requisito de impacto de 27J a -50ºC.
Dentre os processos de soldagem mais utilizados em campo, o processo FCAW (arame tubular), apresenta vantagem devido ao significativo ganho nas taxas de deposição quando comparado com os processos GMAW (MIG/MAG) e SMAW (eletrodo revestido), o que pode ser verificado na Figura 01.
Figura 01 – Gráfico comparativo entra as taxas de deposição dos processos GMAW, SMAW e FCAW. – Fonte: Catálogo de arames tubulares da BÖHLER Técnica de
Soldagem Ltda.
Neste trabalho foi utilizado o arame tubular BÖHLER Ti 60-FD-B, o qual cotem fluxo rutílico, com depósito em aço de baixa liga, com aproximadamente 0,8% de níquel e 1,35 Manganês. Para aços baixa liga contendo níquel, comumente se atribui ao aumento do teor deste elemento um aumento da resistência ao impacto (tenacidade). Porém, pode-se dizer que existem inúmeros são os fatores associados que determinariam este real aumento.
Na Figura 2 abaixo, verificamos que o acréscimo de níquel é proporcional ao aumento do limite de escoamento e do limite de resistência a tração. Por sua vez, as propriedades de estricção e alongamento não seguem a mesma regra. A estricção atinge um valor máximo, para teor de níquel de aproximadamente 1,50%, enquanto que o alongamento se mantém constante até aproximadamente 1,00% e passa a diminuir com o aumento dos teores de níquel.
Figura 02 – Efeito do níquel sobre as propriedades mecânicas de aço laminado com 0,20% de carbono. Fonte: Aços e Ferros Fundidos, Vicente Chiaverini
O manganês também tem um papel fundamental na resistência ao impacto, tanto em temperatura ambiente como em baixas temperaturas. Este aumento encontra-se otimizado na faixa compreendida entre 1,1 a 1,5%.
Um outro fator que tem forte influência sobre os valores de impacto do metal depositado, é o tipo de gás de proteção utilizado. Durante a soldagem, o gás CO2 se dissocia e provoca oxidação de elementos de liga e a incorporação oxigênio dissolvido pelo metal de solda. O volume de oxigênio dissolvido e oxidação de elementos de liga dependem também de outras variáveis de soldagem como, por exemplo: parâmetros elétricos, posição de soldagem, tipo e geometria da junta a ser soldada, número de cordões, etc. A resistência ao impacto é inversamente proporcional ao teor de oxigênio dissolvido na solda e diretamente ligada ao teor de manganês, o qual sofre oxidação durante a soldagem, sendo assim perdido para a escória. Ao se diminuir o percentual de CO2 no gás de proteção, utilizando-se misturas de argônio (Ar) e CO2, é possível reduzir tais fatores e desta forma, os consumíveis da BÖHLER são elaborados para compensar de forma mais assertiva a composição do metal de solda depositado.
As tabelas abaixo mostram alguns resultados da soldagem de corpos de prova para a qualificação de procedimento de soldagem com metal de base ASTM A537 Cl1, utilizando-se o arame tubular BÖHLER Ti 60 FD-B, com gás de proteção Ar + 20%CO2.
Junta soldada espessura de 7,9mm
Temperatura Tipo de Entalhe CP
Energia Absorvida Valores individuais (J) Média (J) -50ºC V2 X 10 X 5mm CS 52 52 55 48 ZAC 64 56 62 42 CP: corpo de prova
CS: corpo com entalhe no metal de solda
ZAC: corpo de prova com entalhe na zona afetada pelo calor ou ZTA (zona termicamente afetada) Junta soldada espessura de 15,9mm
Temperatura Tipo de Entalhe CP
Energia Absorvida Valores individuais (J) Média (J) -50ºC V2 X 10 X 5mm CS 101 97 99 91 ZAC 204 125 141 29 CP: corpo de prova
CS: corpo com entalhe no metal de solda
ZAC: corpo de prova com entalhe na zona afetada pelo calor ou ZTA (zona termicamente afetada)
Carboneto de titânio e o aumento da produtividade na indústria de fabricação de cimento
(Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.comA fabricação de cimento consiste num processo complexo de redução mineral. O Calcário é a principal matéria prima, junto com gipsita, minério de ferro, dentre outras, sendo que o calcário e a primeiro mineral a ser processado.
O Calcário é extraído da natureza em grandes partes quase sempre por dinamitação, neste processo o minério é extraído em diversos tamanhos e transportados para a planta de produção onde inicia-se a fabricação do cimento.
Discos de Martelos
Conjunto Montado e já desgastado pós trabalho.
Em função de trabalhar na segunda linha da cadeia, os britadores de martelo sofrem um intenso desgaste combinado de abrasão (pelas partículas que são projetadas contra o britador em tamanho reduzido) e impacto (pela quebra das partículas). Cria-se então uma grande dúvida: o que devemos utilizar para que esse
equipamento tenha um aumento de sua performance: Aplicar carbonetos de cromo ou complexos que são ultra-resistentes a abrasão, mas que são frágeis ao impacto, ou utilizar ligas de estrutura martensitica que promove um bom desempenho frente a impacto mas resiste pouco a abrasão.
Na figura acima temos um desgaste abrasivo ocorrendo sobre uma liga martensitica e depois sobre uma estrutura de carbonetos.
Agora presença de impacto em uma liga rica em carbonetos, ocorre o desprendimento dos carbonetos.
Frente a esta realidade o centro de P e D da Bohler Welding trabalhou a fundo afim de construir uma liga que pudesse fazer frente a estes dois problemas, a solução encontrada foi uma liga com matriz dura, boa tenacidade, baixa densidade de carbonetos e é claro carbonetos de altíssima dureza que resistissem bem ao desgaste abrasivo.
A solução encontrada então foi as ligas SK 258TiC-O, que são constituídas de matrizes martensiticas ligadas ao Cromo e carbonetos de Titânio
Microestrutura do
Carboneto de Ti disperso na matriz.
Esta liga pode ser aplicada em multi-camadas, completamente isentas de trincas, gerando uma dureza de matriz de cerca de 57HRC e dureza de carbonetos da ordem de 2700HV, uma das estruturas metalúrgicas mais duras existentes.
Em testes realizados em algumas cimenteiras na recuperação de grelhas, e martelos, houve em média um aumento de cerca de 50% da durabilidade da grelha frente a utilização anterior de carbonetos, este aumento não só representa um aumento na vida útil do equipamento, bem como a diminuição do número de paradas por manutenção e aumento de produtividade na fábrica.
BAGACEIRA: REVESTIMENTO NA MEDIDA CERTA
(Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.com
No segmento sucro alcooleiro existem muitos paradigmas quando se fala de solda de revestimento e principalmente quando este revestimento deve ser feito em bagacerias, que são peças importantíssimas não só para o bom andamento na operação de moagem da cana de açúcar, como também na segurança de que esta peça suportará o trabalho intenso durante a safra, sem que seja preciso se preocupar com trocas neste período.
Desde a década de 80 esse segmento vem tendo grandes evoluções tecnológicas onde as quantidades de cana moída e o processo e as condições de moagem estão muito mais críticos, fazendo com que todos os componentes passem a sofrer um desgaste muito mais intenso.
Com este maior desgaste, foi necessário utilizar consumíveis de soldagem mais nobres, porém como a avaliação do melhor consumível para condição de moagem de cada usina não era disponível regularmente, os responsáveis pela moenda utilizavam consumíveis de soldagem muito além da sua necessidade, conseqüentemente pagando um preço muito maior por esta aplicação, muitas vezes mais de dez vezes maior que o necessário.
Embasado no conhecimento dos nossos produtos e da mecânica de desgaste por abrasão que a bagaceira sofre, e com as informações das características de moagem de cada moenda, os especialistas do segmento sucro alcooleiro da Böhler Welding Group, têm condição de indicar os consumíveis mais adequados, dentro das características específicas de cada usina.
Ao invés de se utilizarem consumíveis que muitos garantem suportar “duas safras” ou peças muito caras que são sucateadas após uma única safra, nossos especialistas têm condição de indicar o consumível adequado para cada intensidade de desgaste.
Apresentamos um exemplo deste tipo de trabalho que a BOHLER WELDING tem desenvolvido junto a um de seus clientes:
USINA AÇUCAREIRA ESTER
Cidade: Cosmópolis – SP
Contato: Sr. Carlos Camargo - Coordenador de moagem Moenda: 78” - 6 ternos
Moagem Safra 2009/2010: 1.931.277 ton Impureza mineral: 18,35 kg/tdc Eletrodo: UTP 765 – Carbonetos de Cromo e Nióbio
Bagaceira soldada com UTP 765 na entre safra, pronta para ser montada
Bagaceira após a safra de quase 2 milhões de tonelada de cana
Bagaceira após a safra de quase 2 milhões de tonelada de cana
Sr. Carlos Camargo
Segundo Carlos Camargo – Coordenador de Moagem da Usina Açucareira Ester: "As bagaceiras soldadas com o UTP 765 na última safra poderiam moer ainda mais 600 mil toneladas de cana sem comprometer o processo,
e o estado de conservação das bagaceiras superaram a safra 2008/2009 que tiveram índices de impureza mineral menores”.
Comparação entre os processos:
Arco submerso (SAW) e eletroescória (ESW) aplicados em revestimentos por fita (STRIP CLADDING)
(Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.comEm muitas aplicações de engenharia, diversos equipamentos e tubulações podem estar sujeitos a fenômenos distintos como pressão, temperatura, abrasão, corrosão ou muitas vezes uma combinação de dois ou mais destes fenômenos. A escolha de qual material deve ser utilizado, torna-se mais difícil à medida que estas combinações surgem, como por exemplo: um reator para a indústria petroquímica, alguns trocadores de calor para a indústria offshore, assim como as tubulações de processo derivadas de diversos equipamentos. Nestas aplicações é comum encontramos fluidos altamente corrosivos que são sujeitos à elevada pressão e elevada temperatura, no interior destes equipamentos.
Reator de refino da indústria petroquímica Trocadores de calor de plataformas de petróleo
Para as situações em que o meio é altamente corrosivo, materiais como aços inoxidáveis e até ligas de níquel ou cobre-níquel fazem-se necessários. Porém quando a pressão interna do equipamento ou tubulação é elevada, materiais de elevada resistência mecânica (como aços baixa liga) ou grandes espessuras dos aços inoxidáveis se tornam obrigatórios. Desta forma, a combinação de uma chapa de alta resistência mecânica com um revestimento de elevada resistência a corrosão se
torna a solução de menos peso e menor custo, com maior durabilidade.
Uma das maneiras de realizar o revestimento de chapas e tubos é através de processos de soldagem. Visando garantir elevada produtividade, os processos Arco Submerso (“Submerged Arc Welding” – SAW) e Eletroescória (“EletroSlag Welding” – ESW) com deposição a partir de fitas são os mais eficientes. No processo SAW a energia necessária para a fusão da fita, do fluxo e do metal de base é proveniente do arco elétrico formado. Por sua vez, no processo ESW, a energia é gerada por efeito Joule, ou seja, pela passagem de corrente através da fita e do fluxo fundido que neste caso, tem a capacidade de conduzir a corrente elétrica. Veja o esquema abaixo.
Esquema do processo SAW Esquema do processo ESW
Os dois processos necessitam de equipamentos muito similares. A Böhler Welding Group, através de sua marca Soudokay, desenvolveu um cabeçote especial para realizar a alimentação / deposição da fita para os processos SAW e ESW. Durante a soldagem pelo processo ESW, para compensar a ação das forças de Lorenz, é necessária utilização de um equipamento magnético para o controle sobre o formato do cordão. Veja a figura abaixo.
Cabeçote Soudokaypara a deposição de fitas pelos processoSAW e ESW
Sistema magnético SOUDOKAY utilizado exclusivamente para o processo ESW
Comparativamente, podemos apontar como algumas vantagens do processo ESW em relação ao processo SAW, tais como:
Alimentação de fluxo por apenas um lado;
Eliminação da radiação ultravioleta (processo sem arco elétrico);
Poça de fusão aberta permitindo maior desgaseificação;
Menor penetração;
Menor diluição;
Quase duas vezes maior taxa de deposição em comparação com o processo SAW;
Menor consumo de fluxo;
Veja abaixo tabela com alguns dados comparativos entre os dois processos e nas figuras abaixo, exemplos de aplicação.
Parâmetro Processo SAW Processo ESW
Presença de Arco Elétrico Sim Não
Fonte de energia (calor) Arco elétrico Efeito Joule
Corrente de Soldagem 1) 750A 1250A
Tensão de Soldagem 1) 24V 24V
Velocidade de Soldagem 10 cm/min 16 cm/min
Densidade de corrente na fita 25 A/mm2 42 A/mm2
Diluição 18% 10%
Controle Magnético Não Sim
Taxa de deposição 14kg/h 22kg/h
1) Parâmetros de soldagem típicos para uma fita de 60x0,5mm
Revestimento realizado com arame pelo processo SAW Revestimento realizado com fita pelo processo SAW
Esses revestimentos podem ser realizados com as mais diversas ligas, tais como: aço baixa liga, revestimentos duros, aço inoxidável, ligas de níquel, ligas de cobre, ligas de cobalto, etc. Estas ligas têm a finalidade de atingir propriedades de elevada resistência a corrosão, resistência ao desgaste, oxidação em temperaturas elevadas, dentre outras. As figuras abaixo apresentam algumas das aplicações onde a Böhler Welding Group detêm conhecimento e contribui para a inovação tecnológica.
Aplicação de revestimento com fitas pelos processos SAW e ESW em reatores, tubos e flanges
Aplicação de revestimento com fitas pelos processos SAW e ESW em válvulas e tampos esféricos de reatores
Benchmarking : Arama Tubular UTP AF Ledurit 68 – Martelos desfibradores
(Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.comPor iniciativa de duas Usinas de Açúcar e Álcool estabelecidas uma na região de Jaú-SP e outra em Araçatuba-SP foi executada aplicação de solda, a título de teste, com arame tubular para revestimento duro em martelos desfibradores de cana. A finalidade do teste foi comparar a performance e durabilidade entre três fabricantes de soldas distintos: A Böhler Técnica de Soldagem – através da Linha de Produtos UTP - e outros dois concorrentes tradicionais no segmento sucroalcooleiro. O arame tubular utilizado foi o UTP AF LEDURIT 68 Ø 1,6 mm e seu equivalente dos concorrentes.
A aplicação foi orientada por um soldador técnico da Böhler, o qual utilizou uma técnica diferenciada para a preparação dos martelos e aplicação da solda. Todo o trabalho desenvolvido foi realizado aplicando somente um tipo de consumível para o revestimento. A quantidade consumida foi em média de 1,5 Kg/martelo.
Martelos antes da recuperação Preparados para receber a solda Soldados e marcado para o teste
Após Trabalho
Quantidade de cana moída: 210 mil toneladas de cana (~7 mil ton/dia – 30 dias)
Obs. 1 - Aproximadamente 50% de cana colhida pelo processo mecanizado.
Obs. 2 - Teste realizado no mês de Setembro de 2009, período com muita ocorrência de chuvas.
As duas observações acima sugerem maior tendência ao desgaste devido ao aumento de impurezas na cana.
Arame concorrente A Arame concorrente B Arame UTP (AF LEDURIT 68)
Conclusão:
Através de avaliação visual foi verificado uma maior perda de massa por abrasão nos martelos soldados com os arames tubulares da concorrência em comparação com o nosso arame tubular UTP AF LEDURIT 68. O menor desgaste ocorrido permitiu maior economia na reposição das próximas soldas de revestimento.
Como resultado, os clientes especificaram para este equipamento a aplicação exclusiva da liga UTP AF LEDURIT 68.
O arame tubular UTP AF LEDURIT 68 apresentou resistência ao desgaste superior aos demais concorrentes, o menor desgaste ocorrido permite maior economia na reposição das próximas soldas de revestimento.
CORROSÃO INTERGRANULAR EM JUNTAS SOLDADAS - PARTE III
(Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.com(ARTIGO PUBLICADO NA REVISTA SOLDAGEM & INSPEÇÃO – ANO 6. Nº 5))
Parte III - Técnicas de prevenção da corrosão intergranular
Conforme discutido na Parte I, a corrosão intergranular pode evoluir de maneira imperceptível até o colapso total do equipamento. Nestes casos, verifica-se que o material estava submetido à um processo corrosivo somente após sua fratura e conseqüente inutilização. Assim, as técnicas de prevenção da corrosão intergranular assumem um importante papel na maximização da vida útil dos componentes soldados.
Entretanto, sabe-se que o sucesso de qualquer ação preventiva depende da correta identificação das causas do problema a ser evitado. Por este motivo, o estudo dos principais mecanismos de corrosão intergranular, apresentado na Parte II, será utilizado como ponto de partida para a discussão das técnicas de prevenção. Em princípio, pode-se prevenir a corrosão intergranular em juntas soldadas através da utilização de procedimentos de soldagem adequados, do emprego de materiais especiais e da execução de tratamentos térmicos pós soldagem.
3.1 PROCEDIMENTOS DE SOLDAGEM ADEQUADOS
Conforme apresentado na Parte II, os mecanismos de corrosão intergranular de sensitização e de dissolução de precipitados são ativados pela formação de fases secundárias na microestrutura das juntas soldadas. O aparecimento destas fases está diretamente associado à composição química do metal-base, às temperaturas máximas atingidas pela zona afetada pelo calor(ZAC) e à velocidade de resfriamento destas regiões após a soldagem.
No entanto, estas condições de temperatura e de velocidade de resfriamento dependem da quantidade de calor efetivamente transferida para junta durante a soldagem, a qual recebe o nome de energia de soldagem (heat input). Na prática, esta energia pode ser calculada a partir da seguinte equação:
Assim, a utilização de baixos valores de energia promove a transferência de quantidades reduzidas de calor à junta, contribuído para a diminuição das temperaturas máximas atingidas pela ZAC e para o aumento da velocidade de resfriamento destes locais. Tais condições dificultam a precipitação de novas fases na microestrutura do componente soldado, evitando a corrosão intergranular.
Segundo a equação acima, baixos valores de energia podem ser obtidos através do simples ajuste dos parâmetros de soldagem. Assim, recomenda-se utilizar baixas correntes, baixas tensões e elevadas velocidades de avanço.
O emprego de processos de soldagem que apresentam baixa eficiência térmica também contribui para a redução da quantidade de calor transmitida à junta. Em uma soldagem por arco submerso, por exemplo, aproximadamente 99% de toda a energia térmica gerada pela fonte de calor é transferida à junta. Já no caso da soldagem por TIG, esta transferência está em torno de 30-60%. A Tabela 5 relaciona as eficiências térmicas dos processos de soldagem mais utilizados na indústria.
Além disso, todas as outras formas de concentração de calor no metal de base devem ser evitadas. Recomenda-se, portanto, não utilizar o préaquecimento da junta e controlar a temperatura máxima interpasse em torno de valores bem abaixo da faixa de temperatura de precipitação das fases secundárias prejudiciais a resistência à corrosão.
3.2 MATERIAIS ESPECIAIS Os aços inoxidáveis são os materiais mais utilizados atualmente na construção de peças e equipamentos que devam combinar boas
propriedades mecânicas à elevados valores de resistência à corrosão. Dentre este amplo conjunto de ligas, destaca-se o grupo dos aços inoxidáveis austeníticos, o qual é largamente aplicado em quase todos os setores industriais, representando 65-70% do total de aços inoxidáveis produzidos.
No entanto, estas ligas apresentam elevada susceptibilidade à corrosão intergranular, principalmente quando soldadas. Tal característica está associada à precipitação de carbonetos de cromo do tipo M23C6 na microestrutura do material. Estes carbonetos são responsáveis por ativar o mecanismo de corrosão intergranular de sensitização, conforme discutido na Parte II.
Visando eliminar este problema metalúrgico, duas classes de materiais foram especialmente desenvolvidas: os aços inoxidáveis austeníticos da série "L" (low carbon) e os aços inoxidáveis austeníticos estabilizados da série "S" (stabilized).
Os aços inoxidáveis austeníticos da série "L" (AISI 304L/316L...) apresentam teores bastante reduzidos de carbono (<0,03%) quando comparados aos aços inoxidáveis austeníticos convencionais (<0,08%). A redução da quantidade deste elemento tem o objetivo de minimizar a precipitação de carbonetos de cromo na
microestrutura do material, evitando a sensitização e, consequentemente, a corrosão intergranular.
Já no caso dos aços inoxidáveis austeníticos estabilizados, a prevenção da corrosão é obtida de outra maneira. Estas ligas possuem certos teores de nióbio (AISI 347), titânio (AISI 321) ou tântalo em suas composições químicas, os quais reagem com o carbono do aço, formando carbonetos do tipo MC (NbC, TiC, TaC).
A precipitação destas fases ocorre através de tratamentos térmicos específicos realizados durante o processo de fabricação do aço. Ela tem o objetivo de consumir grande parte dos teores de carbono da liga, reduzindo a probabilidade de formação de carbonetos de cromo M23C6 em aplicações posteriores. Consequentemente, estes aços apresentam elevada resistência à corrosão, mesmo quando utilizados nas temperaturas de precipitação dos carbonetos de cromo.
No entanto, o processo de soldagem pode comprometer as excelentes características de resistência à corrosão destes aços, ativando um tipo de degradação muito particular denominado corrosão em linha de faca. Este fenômeno pode ser melhor entendido através do exemplo para aços estabilizados ao nióbio, representado na Figura 12.
Durante a soldagem, determinadas regiões da junta, adjacentes ao cordão de solda, podem atingir a faixa de temperatura de dissolução dos carbonetos NbC. Nestes locais, portanto, o carbono separa-se do elemento estabilizante Nb, permanecendo livre na microestrutura do aço.
Caso este componente soldado seja utilizado em temperaturas de 500-800ºC, carbonetos de cromo precipitarão em sua microestrutura. Consequentemente, a formação destas fases pode ativar o mecanismo de corrosão por sensitização na estreita faixa microestrutural, adjacente ao cordão de solda, conforme representado na Figura 13. A morfologia bastante estreita e alongada da região deteriorada explica o nome linha de faca dado a este fenômeno. Como exemplo, a Figura 14 mostra a corrosão em linha de faca ocorrida em uma junta soldada de aço estabilizado tratada termicamente à 600ºC e submetida à um meio ácido bastante agressivo. Em geral, pode-se evitar a corrosão em linha de faca através da redução da quantidade de calor fornecida à junta. Assim, a zona de ligação tende a apresentar taxas de resfriamento bastante elevadas, não permitindo a dissolução completa dos carbonetos MC. Recomenda-se também utilizar tratamentos térmicos pós soldagem que promovam a precipitação de carbonetos estabilizantes, recuperando as propriedades de resistência à corrosão do material. Esta técnica será discutida mais adiante.
É importante ressaltar que os aços inoxidáveis estabilizados devem ser soldados com consumíveis também estabilizados. Assim, recomenda-se empregar metais de adição ligados ao nióbio, titânio ou tântalo. No entanto, devido à elevada reatividade do titânio com o oxigênio da atmosfera do arco, prefere-se comumente os consumíveis estabilizados ao nióbio. O teor deste elemento deve ser o mais próximo possível da quantidade requerida para fixar o carbono (em peso, utiliza-se a relação Nb/C=8). Nióbio em excesso pode tornar o metal de solda susceptível a trincas.
Figura 13 - Representação esquemática dos locais de ocorrência da corrosão intergranular em juntas soldadas, evidenciando as diferenças entre a corrosão por
sensitização convencional (weld decay) e a corrosão em linha de faca (Knife line attack).
A utilização de metais de adição indicados para aços inoxidáveis convencionais também não é recomendada. Ela pode gerar um metal de solda susceptível à formação de carbonetos de cromo, sensitizando a junta. Assim, a correta escolha dos consumíveis pode contribuir para o aumento da vida útil do componente soldado. No caso de dúvidas quanto a seleção de metais de adição, gases, fluxos, etc, recomenda-se sempre consultar os fabricantes destes insumos.
3.3 TRATAMENTOS TÉRMICOS PÓS SOLDAGEM
Em princípio, a realização dos tratamentos térmicos pós soldagem pode apresentar três objetivos quanto a corrosão: solubilizar as fases secundárias indesejáveis, homogeneizar os teores de elementos passivadores na matriz metálica ou favorecer a precipitação de fases secundárias que contribuem para o aumento da resistência à corrosão do material. Caso tenha ocorrido a precipitação de fases secundárias indesejáveis na microestrutura da junta durante a soldagem, recomenda-se realizar o tratamento térmico de solubilização do componente soldado antes de colocá-lo em recomenda-serviço. Este tratamento deve recomenda-ser executado em temperaturas superiores àquelas de precipitação da fase que se deseja dissolver. Em seguida, aconselha-se promover o resfriamento rápido do componente para que novas precipitações sejam evitadas.
Os tratamentos térmicos pós soldagem de solubilização, realizados comercialmente em aços inoxidáveis austeníticos, por exemplo, visam dissolver os carbonetos de cromo M23C6. Eles consistem no aquecimento do material até temperaturas na faixa de 1065-1120ºC, seguido de resfriamento em água. No entanto, em
determinados materiais, pode-se também realizar um tratamento térmico pós soldagem para homogeneizar a composição química da matriz metálica, sem que haja a dissolução dos precipitados. Neste tratamento, a energia térmica fornecida ao material ativa a difusão dos elementos químicos passivadores, fazendo com que eles migrem das regiões centrais dos grãos em direção às regiões empobrecidas, adjacentes aos precipitados. Assim, pode-se elevar a resistência mecânica da liga através
da precipitação de fases secundárias, sem que haja uma redução nas propriedades de resistência à corrosão.
No caso da precipitação de fase sigma em juntas de aços inoxidáveis austeníticos, por exemplo, pode-se utilizar um tratamento térmico pós soldagem de solubilização na temperatura de 1230ºC ou apenas de homogeneização a 1030ºC. No entanto, ambos os tratamentos citados devem ser seguidos de resfriamento rápido até temperaturas abaixo de 550ºC para evitar novas precipitações.
Existem ainda os tratamentos térmicos pós soldagem associados à precipitação de fases que favorecem o aumento da resistência à corrosão do material. Conforme discutido anteriormente, a presença de carbonetos estabilizantes MC evita a formação de fases ricas em cromo nos aços inoxidáveis estabilizados. No entanto, estes carbonetos podem ser dissolvidos durante a soldagem. Nestes casos, recomenda-se normalmente a execução de um tratamento térmico pós soldagem na temperatura de ~1060ºC, com o objetivo de reativar a formação dos carbonetos estabilizantes MC na microestrutura, recuperando as propriedades de resistência à corrosão do componente soldado.
3.4 CONSIDERAÇÕES FINAIS
Todas as técnicas de prevenção contra a corrosão intergranular apresentadas são importantes e merecem uma profunda reflexão. A elaboração de procedimentos de soldagem adequados, a utilização de materiais especiais com os devidos cuidados e a aplicação de tratamentos térmicos pós soldagem devem ser consideradas como ferramentas para evitar a corrosão intergranular em juntas soldadas. Entretanto, a utilização de cada uma delas dependerá do correto levantamento de dados e do estudo de cada caso em particular.
SOLDAGEM DE CAMISAS DE MOENDA – FIM DA SOLDA DE BASE E SOBRE BASE
((Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.comQueremos apresentar neste artigo um assunto tanto quanto discutível entre os especialistas do segmento, pois, ao se soldar uma camisa de moenda a primira coisa que lembramos é a famosa seqüência de soldagem: BASE (filete de solda no topo do friso) – SOBRE BASE (filete de solda sobre o filete anterior) – TRAVAMENTO LATERAL (solda de revestimento na lateral do friso adjacente ao topo), PICOTE. (depósito de solda em formato de lágrima para melhor arraste da cana e escoamento de caldo) e por fim o CHAPISCO, o qual é feito sua manutenção durante a safra.
Se voltarmos muitos anos atrás nada disso era feito, mas o tempo e as necessidades nos levaram a desenvolver estas aplicações, e por se tratar de soldagem sobre ferro fundido uma série de cuidados devem ser tomados para não comprometer o friso.
Para soldagem de ferros fundidos a regra é: aplicar consumíveis a base de Níquel para que não ocorram as trincas de alívio no momento do resfriamento da solda. Este conceito foi adotado na soldagem dos frisos na operação da solda de BASE, para posteriormente se colocar as outras soldas de revestimento duro. Por muitos anos tem se utilizado este conceito aplicando na base ligas com teores de Níquel em torno de 35%. Existe a condição onde as camisas de moenda são refrisadas para ser utilizada por mais uma safra e, nestas condições, a soldagem se torna um desafio, pois as impurezas absorvidas pelo ferro fundido da camisa na safra anterior provocam dificuldades para soldagem nesta camisa (veja fig.01), e os consumíveis de solda contendo Níquel são ainda mais sensíveis a estas condições tornando praticamente impossível se fazer um filete de solda confiável sobre um friso de moenda contaminado. Partiu-se então para utilização de consumíveis com base aço tipo AWS E St, para se fazer a solda de BASE, pois este tipo de consumível proporciona um filete de solda com melhor fusão sobre a superfície do um ferro fundido contaminado possibilitando dar seqüência na soldagem de revestimento. Por outro lado este excesso de solda no topo do friso gera mais tensões residuais e, conseqüentemente mais trincas e quebras dos frisos.
Ficamos então um "fogo cruzado", por um lado não conseguimos fazer uma base com Níquel porque o metal de base não aceita, por outro não podemos fazê-la em aço porque trinca muito – embora esta alternativa tenha sido utilizada por muitos devido baixo custo.
Qual solução para este problema? Bem, temos que evoluir em todos os processos. Assim como, há muitos anos tínhamos ferros fundidos de qualidade inferiores às que temos hoje, os consumíveis de solda que tínhamos no passado eram limitados. Hoje com o advento do arame tubular e sua produção no Brasil tornou-se mais fácil e flexível o desenvolvimento de novas ligas e novas tecnologias para este processo. Abre-se então um novo horizonte para se trabalhar a soldagem de camisas de moendas entre outras aplicações. Após anos de pesquisa a Böhler Welding desenvolveu uma liga onde se permite aplicar o revestimento duro da SOBRE BASE diretamente no topo do friso sem os riscos de destacamento da solda por trincas. Utilizando o processo arame tubular com uma tecnologia desenvolvida para esta aplicação eliminamos uma operação de solda sobre o friso da camisa diminuindo assim a área afetada pelo calor da solda e conseqüentemente as tensões e riscos de quebra do friso. O arame tubular UTP AF DUR 600-MP é aplicado diretamente no topo do friso como solda de BASE e também na LATERAL proporcionando maior proteção contra desgaste diminuindo consideravelmente as quebras de friso por fragilização da solda e da zona termicamente afetada (veja fig.02 e 03). A perfeita fusão do metal de adição e a microestrutura formada pelo depósito de solda proporcionam a segurança contra o desgaste e a tenacidade necessária para evitar as quebras. Esta aplicação já está consolidada e tem sido aplicada há cinco safras com sucesso por diversas usinas, destilarias e grande prestadores de serviços de solda em moendas.
A primeira vista parece estranho aplicar somente um passe de solda no topo do friso, pois tem sido um paradigma a ser quebrado quando falamos em não aplicar a solda de BASE, mas o que buscamos é inovação e tecnologia e este desenvolvimento faz parte desta inovação buscada pela Böhler Welding Group.
Fig.01 – Microestrutura de uma camisa de moenda em ferro fundido cinzento refrisada
SOLDAGEM DE TUBULAÇÃO DE AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX UNS S31803 PELO - PROCESSO DE ARCO
SUBMERSO
(Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.com
2 - GUTTEMBERG CHAGAS DE SOUZA / 3 - JUAN MANUEL PARDAL / 4 - SÉRGIO SOUTO MAIOR TAVARES / 5 - MARIA P. CINDRA FONSECA / 6 - OMAR ABOU SAMRA FILHO / 7 - LEANDRO MANSUR MARTINS
Resumo
O presente trabalho apresenta os resultados da caracterização de uma junta soldada correspondente a uma tubulação de aço inoxidável duplex (AID) UNS S31803 de 35mm de espessura, soldada pelos processos de soldagem TIG (GTAW) na raiz e arco submerso (SAW) no enchimento e acabamento, empregando como consumíveis de soldagem uma liga de composição 25Cr-9Ni-4Mo. Os resultados da caracterização das propriedades mecânicas, composição química e microestrutura em diversas regiões da junta soldada foram
comparadas com os obtidos para o metal de base da tubulação, assim como com os valores mínimos exigidos pelas normas de projeto. Este trabalho apresenta grande relevância para a soldagem de tubulações de paredes espessas desta família de aço inoxidáveis, o que constitui atualmente uma grande demanda na área de construção e montagem de tubulações da indústria offshore.
Palavras chave: Aços inoxidáveis duplex, Soldagem, Propriedades mecânicas. WELD DUPLEX STAINLESS STEEL UNS S31803 PIPE BY SUBMERGED ARC WELDING Abstract
This work presents the characterization results of a welded joint of a duplex stainless steel pipe (DSS) UNS S31803 of 34,93mm thickness. The pipe was welded by GTAW in the root passes and SAW in the filling and finishing passes using filling metals with composition 25Cr-9Ni-4Mo. The results of the mechanical properties, chemical composition and
microstructural characterization in different regions of the welded joint were compared to the base metal properties and also to the minimum values required by the standards applied in the project. The results obtained in this work is of great relevance to the welding of thick wall tubes of duplex stainless steels, which are extensively used in the in the construction and assembly of pipes in the offshore industry.
Key-words: Duplex stainless steel, Welding, Mechanical properties.
1 65o Congresso Anual da ABM, Rio de Janeiro, Julho/2010.
2 Mestrando do Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da UFF. 3 Professor do Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica UFF. 4 Professor do Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da UFF. 5 Professora do Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da UFF. 6 Engenheiro de Materiais da Böhler Técnica de Soldagem Ltda
7 Aluno de Graduação do Departamento de Engenharia Mecânica da UFF.
1 INTRODUÇÃO
Os aços inoxidáveis duplex (AID) possuem atualmente uma vasta aplicabilidade na construção e montagem de componentes na indústria offshore, destacando-se pelos altos valores de resistência mecânica e resistência à corrosão por pites(1-2). Estas características são devidas à sua microestrutura bifásica composta por quantidades semelhantes de austenita ( ) e ferrita ( ) e aos elementos de liga Cr, Mo e N(3). Para a soldagem de tubulações, nesta família de aços inoxidáveis, é muito empregado o processo de soldagem TIG (GTAW), entretanto, no caso de tubulações de paredes espessas este processo torna-se pouco produtivo. O processo GTAW é muito utilizado na soldagem dos aços duplex, pois a soldagem destes aços inoxidáveis é uma operação que exige grandes cuidados, principalmente quando não se pode realizar um tratamento térmico de solubilização posterior. Como estes aços solidificam com uma microestrutura 100% ferrítica e a austenita somente surge por difusão no resfriamento abaixo de 1250-1300ºC, uma velocidade de resfriamento muito rápida conduz a uma microestrutura preponderantemente ferrítica, contendo nitretos de cromo (Cr2N) dispersos nesta fase. Por outro lado, um resfriamento muito lento pode promover a formação das fases intermetálicas e que atuam em detrimento da resistência mecânica e à corrosão. Ambas as formas de desbalanço microestrutural devem ser evitadas na soldagem dos aços duplex. Para que não ocorra um teor excessivamente elevado de ferrita as medidas usuais são: a utilização de metal de adição mais rico em Ni, utilização de gás de proteção Ar com adição de 1 a 3% de N e controle do aporte de calor para que não seja muito baixo. Para se evitar a precipitação de fases deletérias, a principal medida é o controle do aporte de calor, evitando que seja excessivamente alto. Neste sentido, recomendase um aporte térmico entre 0,5kJ/mm e 2,5kJ/mm para a soldagem de aços duplex e entre 0,2kJ/mm e 1,5kJ/mm para os aços inoxidáveis superduplex (AISD)(4).
Neste contexto, alguns trabalhos(5-7) avaliaram as propriedades e a caracterização de juntas soldadas pelo processo de arco submerso (SAW). Nowacki e Rybicki(5) analisaram a influência do aporte de calor na taxa de defeitos produzidos em uma junta de topo de AID UNS S31803, enquanto que Sieurin e Sandström(6) estabeleceram um método para descrever a taxa de resfriamento e a reformação de austenita, avaliando também a mecânica da fratura e tenacidade ao impacto(7) em juntas soldadas de chapas grossas de AID. O presente trabalho tem como objetivo avaliar a soldagem de uma tubulação de (AID UNS S31803) pelo processo de arco submerso (SAW), utilizando arames AISD. A importância da implementação e utilização deste processo nesta família de aços inoxidáveis visa aumentar a produtividade na soldagem de tubulações espessas na indústria de construção e montagem na área offshore.
2 MATERIAIS E MÉTODOS
Neste trabalho, foi realizada a soldagem de uma tubulação de AID UNS S31803 pelos processos TIG (GTAW) na raiz e arco submerso (SAW) no enchimento e acabamento, respectivamente. A geometria e dimensões do bisel empregado são apresentadas na Figura 1(8), onde a abertura da junta utilizada foi de 5mm.
As características do material utilizado estão descritas na Tabela 1, assim como na Tabela 2 são apresentadas as composições químicas dos materiais de estudo, observando-se que os consumíveis para soldagem correspondem à classificação de aços inoxidáveis superduplex (AISD). Os eletrodos utilizados foram da marca BTS THERMANIT 25/09 CuT da Böehler, com diâmetro de bitola 3,2 e 2,4 mm para os processos GTAW e SAW, respectivamente. No caso do processo SAW foi utilizado fluxo marca MARATHON 431 da Böehler. Para o processo GTAW foi utilizado como gás de proteção na tocha e na raiz da solda uma mistura contendo 97,5% Ar +2,5%N, com vazões de 14 e 20 l/m, respectivamente. As polaridades empregadas foram CC- e CC+, para os processos GTAW e SAW, nessa ordem. As temperaturas interpasses máximas foram 50ºC para o processo GTAW e 125ºC para o processo SAW. A Tabela 3 exibe os valores de tensão, corrente, velocidade de avanço e aporte térmico, para cada passe durante a soldagem da tubulação, como apresentada na Figura 2 durante a realização do processo SAW.
Ao término da soldagem e antes da realização dos ensaios mecânicos foi realizado o ensaio radiográfico através da técnica de PD/VS (parede dupla/vista simples), objetivando avaliar o atendimento do cordão de solda aos requisitos estabelecidos pela norma de projeto(8).
Ensaios de tração foram realizados à temperatura ambiente, segundo especificações da ASME IX(9), para corpos de prova (cps) extraídos transversalmente à junta soldada, assim como a partir do metal de solda depositado. Foram efetuados ensaios de dobramento lateral a 180º empregando-se cutelo com diâmetro de 40 mm, conforme ASME IX(9).
Avaliou-se a tenacidade ao impacto fazendo uso de um pêndulo universal Charpy à temperatura de -46ºC em 24 cps de tamanho padronizado de 55x10x10 mm(10). Os cps foram retirados transversalmente na junta soldada a 2mm da superfície da raiz e do enchimento. O entalhe, tal como apresentado na Figura 3, realizou-se no centro do metal de solda (CMS), na zona de ligação ou linha de fusão (LF) e a 2 e 5mm da LF na direção da ZTA, totalizando 3 cps por cada condição, tal como exigido pela norma SBM SPF92033A1(11).
Foram realizadas medições de dureza Vickers ao longo da seção transversal da face da junta soldada de modo de obter valores desta propriedade para o metal de solda (MS) e zona termicamente afetada (ZTA), em comparação com o metal de base (MB). O ensaio de dureza foi precedido de uma análise macrográfica da junta soldada, preparada através de lixamento convencional até lixa 400, com posterior ataque eletrolítico através de solução aquosa de ácido oxálico a 10%.
A análise metalográfica foi realizada em um microscópio ótico, avaliando as microestruturas do metal de solda, atacadas com o reagente Beraha e KOH(2). As quantificações das fases e em diferentes regiões do metal de solda foram realizadas através do programa Image Tools v.3.0(12), com média de 20 imagens por região e com diferentes aumentos metalográficos. O teor de N2 foi avaliado em diversas regiões da junta via instrumental, na ArcelorMittal Inox Brasil S.A. (ex-ACESITA) mediante a retirada com uso de furadeira radial de 1g de cavaco, no metal de base (MB), na raiz (MSGTAW), na região central do metal de solda (MSSAW) e na zona do metal solda próxima da zona de ligação (MSSAWD), tal como mostrado na Figura 4(a) e (b).
A Figura 5 apresenta a macrografia da seção transversal da junta analisada denotando-se claramente cada cordão de solda depositado. Na análise não foi evidenciada a falta de fusão e penetração do metal de solda. No entanto, foi observada a presença de pequenas porosidades no metal de solda, fato que também foi corroborado através de exame radiográfico, porém este tipo de descontinuidade, em pequenas quantidades, resultou em uma avaliação satisfatória(8).
Figura 5. Macrografia da junta soldada.
A Tabela 4 apresenta os valores de limite de resistência (σLR) obtidos durante o ensaio de cps retirados transversalmente à junta soldada. Os valores de σLR encontram-se acima dos valores especificados na literatura (13) e pela norma SBM SPF920872A(14) para o AID UNS S31803. Salienta-se que a fratura, em ambos cps ensaiados, ocorreu no metal base (MB), tal como verificado na Figura 8(a). Na figura 8(b) se observa claramente sinais de deformação plástica, além de um aspecto fosco da superfície de fratura. Estes fatos indicam fratura do tipo dúctil, originada pelo coalescimento de microcavidades.
Na Tabela 5 se destacam os valores das propriedades mecânicas resultantes do cp do metal de solda. Ressalta-se que os valores de limite de escoamento (σE), de resistência (σLR) e alongamento (%) encontram-se acima dos valores especificados para metais de solda contendo 25Cr-9Ni-4Mo segundo DIN EN12072(15).
A Tabela 6 mostra os resultados obtidos após os ensaios de dobramento lateral, onde três cps não apresentaram descontinuidade alguma. Porém, em um deles, denotou-se a presença de uma descontinuidade com 2,5mm de comprimento. Esta descontinuidade foi considerada como admissível pelos critérios da norma ASME IX(9). A Figura 9 (a) apresenta a realização do ensaio em um dos cps, assim como a figura 9 (b), mostra a superfície dos 4 cps sem a decoesão do cordão de solda após o ensaio.
A Figura 10 mostra a seção transversal da junta soldada, exibindo 4 perfis de medição de dureza identificados como GTAW, SAW 1, SAW 2 e SAW 3, respectivamente. As Figuras 11 e 12 apresentam os valores levantados para cada perfil, denotando-se claramente, em todos os casos, que os valores de dureza do MS são maiores aos medidos na ZTA e MB. Este fato, além de ser característica no MS de juntas soldadas, é atribuído à utilização de consumível de AISD que possui maiores valores de resistência mecânica se comparado ao AID, principalmente devido ao efeito por endurecimento por solução sólida da liga. Cabe destacar que os valores de dureza no MS encontraram-se abaixo do valor limite de 318HV especificado pela SBM SPF92033A1(11) para sistemas contendo hidrocarbonetos, assim como 350HV para outros sistemas, tais como, sistemas contendo água do mar.
A Figura 13 mostra os valores de energia ao impacto Charpy obtidos nas regiões identificadas na Figura 3 para cada cp. Os valores obtidos encontram-se acima dos valores médios mínimos exigidos pela norma Norsok M 601(16) e da norma SBM SPF920872A(14). A Tabela 7 apresenta todos os valores obtidos em cada ensaio.
A Figura 14 apresenta a microestrutura característica do MB atacada pelo reagente Beraha. Este ataque é propício para uma boa distinção entre as fases (escura) e (clara), onde a quantificação de fases foi aproximadamente de 49% de ferrita ( ). O ataque eletrolítico, com o regente de KOH, não revelou a presença de fases deletérias no MB.
A Figura 15(a) exibe a microestrutura do metal de solda (MS) na raiz e, na Figura 15 (b) se observa a linha de fusão ou zona de ligação mostrando claramente a ZTA da junta nesta região. A quantificação de fases do MS na raiz foi de aproximadamente 42% de . A Figura 16(a) apresenta a microestrutura do metal de solda (MS) no enchimento, e na Figura 16(b) se evidencia a linha de fusão mostrando claramente a ZTA da junta nesta região. A quantificação de fases no enchimento do MS foi de aproximadamente 42% de . Em ambos os casos o percentual de no MS estão de acordo com os valores admissíveis especificados pelas normas(11, 16).
Em relação à precipitação de fases deletérias, o critério de aceitação da norma Norsok M 601(16) estabelece que a presença de fases deletérias não exceda o valor de 0,5% utilizando 400X. Em algumas das amostras analisadas foram identificados traços ínfimos de fases deletérias, não excedendo de maneira alguma os valores especificados(16). No entanto, fazendo uso de grandes aumentos, a Figura 17(a) denota a presença de pequenos precipitados de fase e Cr2N, menores que 3m, na ZTA da raiz. Por outro lado, a figura 17(b) mostra a presença de uma colônia de Cr2N no enchimento do MS.
A Tabela 8 exibe os valores de percentual em peso de nitrogênio obtidos tanto no MB, MSGTAW, MSSAW e MSSAWD, respectivamente.
Os teores de nitrogênio contidos no metal de solda são maiores, em relação ao metal de base. Nota-se que na análise efetuada no centro do cordão depositado pelo processo SAW (MSAS), onde a diluição é desprezível, o valor é bem maior do que aquele obtido próximo à zona de ligação (MSASD) devido à forte influência da diluição com o metal de base pela aplicação do processo SAW. Conclui-se, portanto, que apesar dos consumíveis utilizados corresponderem às designações de AISD, o metal depositado possui teores de nitrogênio maiores do que o metal de base. Deste modo, as propriedades mecânicas e resistência à corrosão do metal de solda ficam beneficiadas pela presença deste elemento, quando dissolvido em solução sólida.
CONCLUSÕES
Neste trabalho foi realizada satisfatoriamente a soldagem de uma tubulação de AID UNS S31803 pelos processos GTAW na raiz e SAW no enchimento e acabamento, respectivamente. A caracterização da junta soldada permite as seguintes conclusões:
Foi percebida a presença de pequenas porosidades no metal de solda, fato corroborado através exame radiográfico, porém este tipo de descontinuidade se apresentou em pequenas quantidades resultando em uma avaliação satisfatória pela ASME B31.3(8).
Os resultados dos ensaios de tração em cps obtidos transversalmente à junta soldada tiveram resultado satisfatórios, assim como daquele cp obtido a partir do metal de solda. No ensaio de dobramento somente um cp apresentou uma descontinuidade com 2,5mm de comprimento, no entanto, esta descontinuidade foi considerada admissível pela norma ASME-IX(9).
Os perfis de dureza levantados na seção transversal da junta soldada tiveram, em todos os casos, valores de dureza maiores do MS aos medidos na ZTA e MB. Os valores de dureza no MS encontraram-se abaixo do valor limite máximo proposto pela norma SBM SPF92033A1(11) para diferentes condições de serviço da tubulação.
Os valores de tenacidade ao impacto medidos em todos os casos estão acima dos valores médios mínimos exigidos pela norma Norsok M 601(16) e da norma SBM SPF920872A (14). Os valores de proporção de fases na matriz e no MS na raiz e enchimento estão de acordo com os valores admissíveis especificados pelas normas(11, 16).
Em algumas das amostras analisadas pela utilização do reagente de KOH foram identificados traços ínfimos de fases deletérias, não excedendo de maneira alguma os valores especificados pela norma Norsok M 601(16).
Fazendo uso de grandes aumentos denotou-se a presença de pequenos precipitados de fase e de Cr2N menores a 3m na ZTA da raiz. A presença de pequenas colônias de Cr2N no MS do enchimento foi também detectada.
O teor de nitrogênio do metal depositado possui valores percentuais maiores do que o metal de base. Deste modo, as propriedades mecânicas e resistência à corrosão do metal de solda ficam beneficiadas pela presença deste elemento, quando dissolvido em solução sólida.
Agradecimentos
REFERÊNCIAS
1. REICK, W.; POHL, M.; PADILHA, A.F. O desenvolvimento dos aços inoxidáveis ferríticos-austeníticos com microestrutura duplex. In: CONGRESSO ANUAL DA ASSOCIAÇÃO BRASILEIRA DE METALURGIA E MATERIAIS, 47. 1992, Belo Horizonte. Anais. Belo Horizonte: ABM, 1992. Vol 48, Nº409. 2. PARDAL, J.M. Efeitos dos tratamentos térmicos nas propriedades mecânicas, magnéticas e na resistência à corrosão de aços inoxidáveis superduplex. Tese de Doutorado, Universidade Federal Fluminense, 2009. 3. MUTHUPANDI, V.; SRINIVASAN, P. B.; SESHADRI, S. K.; SUNDARESAN, S. Effect of weld metal chemistry and heat input on the structure and properties of duplex stainless steels welds. Mat. Sci. and Eng. A., A358: 9-16, 2003. 4. PARDAL, J.M.; TAVARES, S.S.M.; FARIA, R.A. Aços inoxidáveis Duplex (austeno-ferríticos) microestrutura e propriedades. Metalurgia & Materiais. 2008; 64: 624-626. 5. NOWACKI, J.; RYBICKI, P. The influence of welding heat input on submerged arc welded duplex steel joints imperfections. Journal of Materials Processing Technology. 2005; 164-165: 1082-1088. 6. SIEURIN, H; SANDSTRÖM, R. Austenite reformation in the heat-affected zone of duplex stainless steel 2205. Mat. Sci. and Eng. A., A418: 250-256, 2006. 7. SIEURIN, H; SANDSTRÖM, R. Fracture toughness of a welded duplex stainless steel. Engineering Fracture Mechanics. 2006; 73: 377-390. 8. ASME B31.3-2008: Process Piping. 9. ASME IX -2007: Welding and Brazing Qualifications. 10. ASTM E 23-05: Standard Test Methods for Notched Bar Impact Testing of Metallic Materials. 11. SBM SPF92033A1: Fabrication, Welding and Erection Specification. 12. IMAGE TOOL Version 3.0. Department of Dental Diagnostic Science at The University of Texas Health Science Center (UTHSCSA), San Antonio, Texas. Disponível em: <
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CORROSÃO INTERGRANULAR EM JUNTAS SOLDADAS - PARTE II
((Departamento de Engenharia de Aplicação) email: info.welding@voestalpine.com
(Artigo publicado na Revista Soldagem & Inspeção – Ano 6. Nº 4)
PARTE II - MECANISMOS METALÚRGICOS DE CORROSÃO INTERGRANULAR
Conforme discutido na Parte I, a corrosão intergranular é caracterizada pela degradação preferencial das regiões dos contornos de grão de uma liga metálica. Consequentemente, estes grãos podem perder a força de coesão entre si , ocasionando uma drástica redução nos valores de resistência mecânica do material. Como exemplo, a Figura 2 mostra o efeito deste tipo de corrosão na microestrutura de algumas ligas.
Figura 2 - Microestruturas de algumas ligas metálicas corroídas intergranularmente. A= AISI 316; B e
C= AISI 304; D= Liga de Alumínio 7075-T6; E= Liga de Cu-Zn 60/40 "Muntz metal" (2,4).
Em princípio, a corrosão intergranular pode ocorrer nas juntas soldadas através de três mecanismos metalúrgicos: sensitização, dissolução de precipitados e microssegregação de fósforo.
2.1 (1º) MECANISMO: SENSITIZAÇÃO
A maior parte dos casos de corrosão intergranular verificados em juntas soldadas está associada à este fenômeno. Os metais que demonstram a sensitização com maior frequência são os aços inoxidáveis austeníticos, ligas de alumínio, de cobre, de magnésio e de zinco. O mecanismo da sensitização pode ser melhor entendido através da análise do fluxograma apresentado na Figura 3.
Figura 3 - Fluxograma do mecanismo de corrosão intergranular por sensitização.
O calor gerado na soldagem é responsável por promover uma sequência de aquecimentos e resfriamentos na zona afetada pelo calor(ZAC) da solda. Este ciclo térmico pode contribuir para a formação de fases secundárias na microestrutura do componente soldado. A precipitação destas fases depende basicamente da composição química do material, das temperaturas atingidas pela ZAC durante a soldagem e do tempo de permanência nestas temperaturas. A Figura 4 ilustra a relação entre a composição química e a precipitação de novas fases para os aços inoxidáveis austeníticos nitrogenados. Nota-se que o aumento dos teores de nitrogênio desloca a curva de precipitação para tempos mais longos, atrasando a formação dos carbonetos M23C6.
Figura 4 - Influência do teor de nitrogênio na precipitação de carbonetos de cromo M23C6 em aços inoxidáveis nitrogenados (10).
No entanto, a formação de uma nova fase também envolve fatores cinéticos. Isto significa que, além da temperatura e da composição química, o tempo é uma variável fundamental. Por este motivo, a velocidade de resfriamento da ZAC é extremamente importante. Em geral, ela está relacionada à espessura, condutividade térmica, densidade e calor específico do metal de base, bem como à temperatura de préaquecimento e à energia de soldagem utilizadas.
A precipitação destas fases secundárias tende a ocorrer preferencialmente nos contornos de grão das ligas metálicas devido à elevada energia interna destas regiões. Os contornos de grão são fronteiras bidimensionais que separam cristais de diferentes orientações. Por este motivo, apresentam grande quantidade de átomos com ligações insatisfeitas e maiores distâncias interatômicas (de 2 a 5 vezes o raio atômico), em comparação à região central do grão. Tal desorganização do reticulado explica a elevada reatividade destes locais.
Além disso, os contornos de grão possuem altas concentrações de elementos intersticiais formadores de fases secundárias. Isto se deve às melhores condições de difusão oferecidas por estes locais em relação às do centro do grão.
Alguns pesquisadores chegam a comparar os contornos de grão à largas avenidas e os elementos intersticiais à velozes automóveis, ilustrando a facilidade de difusão atômica nestas regiões. Consequentemente, este acúmulo de elementos intersticiais favorece a precipitação nos contornos de grão.
No entanto, é importante ressaltar que somente as fases precipitadas, ricas em elementos formadores da camada passiva do metal, contribuem para a sensitização da ZAC. Como exemplo, a Tabela 3 relaciona algumas destas fases secundárias, presentes na microestrutura dos aços inoxidáveis duplex.
Analisando os valores da Tabela 3, nota-se que, embora a composição nominal do aço apresente apenas 22% de cromo e 3% de molibdênio, alguns precipitados contém até 85% de cromo e 22% de molibdênio. Isto significa que a formação dessas fases envolve necessariamente o consumo de elementos químicos das regiões vizinhas à elas, promovendo o consequente empobrecimento destes locais.
Caso este empobrecimento seja drástico, ao ponto da região adjacente à nova fase apresentar teores de elementos químicos abaixo do necessário para a passivação, estes locais perdem a inoxidabilidade e se tornam ativos à corrosão. A Figura 5 ilustra esta situação no caso da precipitação de carbonetos de cromo M23C6 em uma junta soldada de aço inoxidável austenítico AISI 304.
Devido à perda da passivação, as regiões dos contornos de grão apresentam um comportamento similar ao dos materiais comuns. Portanto, caso uma junta soldada sensitizada seja colocada em um meio corrosivo, a degradação das regiões intergranulares ocorrerá pelo mecanismo normal de corrosão superficial. Este mecanismo está representado na Figura 6.
Figura 6 - Mecanismo de corrosão superficial em meio ácido (3)
Entretanto, devido ao elevado gradiente de composição química e à relação desfavorável entre as áreas dos contornos e dos centros dos grãos, o mecanismo de micro corrosão galvânica também pode ser ativado. A Figura 7 ilustra esquematicamente as causas desse mecanismo.
Figura 7 - Representação esquemática das causas da micro corrosão galvânica associada à sensitização.
Em alguns casos, embora ocorra a precipitação de novas fases nos contornos de grão da ZAC, o fenômeno da sensitização não é observado. Isto se deve aos elevados teores de elementos passivadores presentes na liga. Assim, mesmo com o empobrecimento decorrente das possíveis precipitações, as regiões adjacentes aos contornos de grão ainda possuem teores de elementos químicos suficientes para manter a estabilidade da camada passiva. Os aços inoxidáveis super duplex são exemplos destes materiais.
A estrutura cristalográfica do metal também exerce grande influência no mecanismo de sensitização. Em materiais com estrutura cúbica de corpo centrado (CCC), a difusão atômica é extremamente rápida, permitindo o imediato "reabastecimento" das regiões empobrecidas durante as precipitações. Assim, devido ao elevado gradiente de concentração, elementos das regiões centrais do grão migram rapidamente para os contornos e equilibram a composição química microestrutural. Este fenômeno explica a reduzida susceptibilidade à sensitização dos aços inoxidáveis ferríticos (estrutura CCC).
A Tabela 4 relaciona os coeficientes de difusão de alguns elementos de liga em matrizes de estruturas ferrítica (CCC) e austenítica (CFC), em diversas faixas de temperatura, mostrando que a difusão é mais rápida na estrutura ferrítica em quase todas as condições.
2.2 (2º) MECANISMO: DISSOLUÇÃO DE PRECIPITADOS INTERGRANULARES
A precipitação de fases secundárias também pode ser responsável por ativar um segundo mecanismo de corrosão intergranular denominado dissolução de precipitados. Este mecanismo pode ser melhor entendido através da análise do fluxograma representado na Figura 8.
Conforme discutido anteriormente, os ciclos térmicos de soldagem podem favorecer a precipitação de fases secundárias nas regiões dos contornos de grão da ZAC. Em alguns casos, estas precipitações exercem uma forte influência na resistência à corrosão dos componentes soldados. No mecanismo de sensitização, por exemplo, a precipitação de fases secundárias, ricas em elementos passivadores, promove a formação de regiões altamente susceptíveis à corrosão.
Entretanto, fases secundárias que apresentam um comportamento anódico em relação à matriz metálica, ou ativo em relação ao meio corrosivo, também podem promover a corrosão intergranular na ZAC. Isto ocorre devido aos fenômenos de corrosão superficial e de micro corrosão galvânica dos precipitados. Este último é ativado pela formação do par galvânico anôdo(precipitado) - catôdo(centro do grão).
Assim, os átomos das fases secundárias tendem a fornecer elétrons para a matriz metálica, transformando-se em íons positivos. Estes íons deixam o metal e são absorvidos pelo eletrólito, caracterizando a dissolução dos precipitados. Portanto, neste segundo mecanismo, a corrosão intergranular está associada à degradação das próprias fases secundárias formadas, e não ao empobrecimento das regiões adjacentes a elas, como no caso da sensitização. A Figura 9 representa
Figura 8 - Fluxograma do mecanismo de corrosão intergranular por dissolução de precipitados.
Figura 9 - Representação esquemática da evolução do mecanismo de corrosão intergranular de dissolução de precipitados.
Consequentemente, a dissolução de fases secundárias pode causar a fragilização das regiões intergranulares da ZAC. Devido a perda de massa, estes locais tornam-se pontos de concentração de tensões mecânicas, contribuindo para o colapso da junta soldada.
