UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA
CAMPUS DE BLUMENAU - DEPARTAMENTO DE ENGENHARIAS
CURSO DE ENGENHARIA DE MATERIAIS
Paula Rosa Muraro Grando
Avaliação da influência dos processos de soldagem de recuperação GTAW e GMAW sobre a microestrutura e propriedades mecânicas da zona de solda em
Paula Rosa Muraro Grando
Avaliação da microestrutura e das propriedades mecânicas da zona de solda de recuperação em aço inoxidável austenítico A351 Grau CF8 soldado pelos
processos GTAW e GMAW
Trabalho apresentado ao curso de graduação em Engenharia de Materiais da Universidade Federal de Santa Catarina Campus Blumenau como parte dos requisitos para a obtenção do título de Engenheiro de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Wanderson Santana da Silva
Blumenau
AGRADECIMENTOS
À Universidade Federal de Santa Catarina pelo investimento exercido em mim durante a graduação e por ceder os laboratórios para o desenvolvimento da pesquisa.
À empresa Electro Aço Altona e toda a sua equipe pelos ensinamentos e confiança depositada.
Ao professor orientador Dr. Wanderson Santana da Silva pela contribuição técnica, orientação, paciência e formação dada durante a realização deste trabalho.
À minha supervisora Fernanda da Costa Rodrigues pela oportunidade de pesquisa, auxílio, compreensão e apoio no decorrer dos trabalhos.
Aos técnicos dos laboratórios Altona, Maicon Noering e Rosivaldo da Silva, pelo auxílio na preparação dos corpos de prova e ensaios mecânicos realizados.
Ao Professor Dr. Abel André Candido Recco do Departamento de Física CCT - Udesc Joinville - pelo auxílio na realização das análises por Microscopia eletrônica de varredura.
Aos meus queridos pais por todo o esforço, amor e incentivo para que eu chegasse até aqui.
A Deus por me guiar durante a vida e preenchê-la com colegas e amigos tão especiais.
RESUMO
Produtos fundidos podem apresentar defeitos e necessitar de etapas de recuperação. Neste trabalho são comparados os resultados obtidos nos processos GTAW (com proteção de Ar) e GMAW (com proteção de Ar+2%vol O2) para soldagem de recuperação em aço inoxidável A351 grau CF8, cujos procedimentos de qualificação foram realizados conforme norma ASME IX. Amostras obtidas a partir de placas fundidas foram caracterizadas microestruturalmente por microscopia ótica e do ponto de vista da resistência à tração, ao dobramento, dureza, em temperatura ambiente e tenacidade ao impacto em temperatura criogênica (-196°C). Os micromecanismos de fratura atuantes nos ensaios de impacto foram analisados por microscopia eletrônica de varredura. Os resultados de ensaio de tração e dobramento indicam que ambos os processos de soldagem de recuperação apresentaram-se adequados, tomando por referência a especificação da norma. Em relação à tenacidade ao impacto as amostras submetidas ao processo de solda GTAW atenderam aos requisitos em todas as condições enquanto as amostras do processo GMAW apresentaram menores valores de tenacidade ao impacto para as diferentes posições de análise, no qual não foi atingido o mínimo de 41J a -196°C. Micromecanismos de alvéolos, quase clivagem e clivagem foram identificados em ambas superfícies de fratura. Nas amostras GMAW verifica-se uma maior incidência de quase-clivagem e presença de alvéolos menos desenvolvidos que nas amostras GTAW. Desta forma, apenas o processo GTAW teve seu procedimento de soldagem de recuperação qualificado. As hipóteses para a menor tenacidade das amostras GMAW indicam maior quantidade de inclusões não metálicas, especialmente óxidos derivados da reação entre a poça de solda e o gás oxigênio presente na mistura de proteção, maiores teores de Si no metal de adição e presença de morfologia mais frágil de ferrita delta ao longo do cordão de solda. As técnicas utilizadas não permitiram identificar a precipitação de fases fragilizantes (carbonetos e fase σ), o que está coerente com as velocidades de resfriamento estimadas para os processos
ABSTRACT
Cast products may have foundry defects and require recovery steps. In this work we compare the results obtained in GTAW (with air protection) and GMAW (with air protection + 2% vol O2) processes for recovery welding whose qualification procedures were performed according to ASME IX standard. Samples obtained from cast plates were characterized microstructurally by optical microscopy and from the point of view of tensile strength, bending, hardness, at room temperature and impact toughness at cryogenic temperature (-196 ° C). Fracture micromechanisms acting on impact tests were analyzed by scanning electron microscopy. The results indicate that both recovery welding processes were adequate, based on the standard specifications. Regarding impact toughness, samples submitted to the GTAW welding process met the requirements under all conditions while GMAW process samples showed lower impact toughness values for the different analysis positions, where the minimum of 41J was not reached. at -196 ° C. Dimples, near cleavage and cleavage micromechanisms were identified on both fracture surfaces. GMAW samples have a higher incidence of near-cleavage and less developed dimples than GTAW samples. Thus, only the GTAW process had its recovery welding procedure qualified. The hypotheses for the lower toughness of the GMAW samples indicate a larger amount of non-metallic inclusions, especially oxides derived from the reaction between the weld pool and the oxygen gas present in the shielding mixture, higher Si content in the filler metal and the presence of more morphology. brittle delta ferrite along the weld bead. The techniques used did not allow identifying the precipitation of embrittling phases (carbides and � phase), which is consistent with the estimated cooling rates for the processes used.
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 3.1 - Esquema da classificação dos aços inoxidáveis a partir do AISI 304 Figura 3.2 - Pseudo-diagrama de fases do sistema ternário Fe-Cr-Ni
Figura 3.3 - Padrão de Cr e Ni para aços fundidos resistentes ao calor e a corrosão Figura 3.4 -Solidificação dos aços inoxidáveis e sua relação com o Creq e Nieq
Figura 3.5 - Relação do tipo de solidificação com o diagrama de fases.
Figura 3.6 - Solidificação com formação primária de austenita. Tipo A: a) dendritas de austenita monofásicas com solidificação tipo A; Tipo AF: b) ferrita interdendrítica c) ferrita intercelular
Figura 3.7 - Solidificação com formação primária de ferrita. Tipo FA: a) esqueleto de ferrita / vermicular, b) ferrita rendilhada; Tipo F: c) Austenita Widmanstätten nos contornos de grão ferríticos.
Figura 3.8 - Diagrama dos modos de solidificação. Figura 3.9 - Diagrama de Schaeffler
Figura 3.10 - Diagrama de Schoefer
Figura 3.11 - Influência do teor de ferrita na resistência mecânica do aço inox CF8 Figura 3.12- Principais transformações ocorridas em aços inoxidáveis entre a temperatura ambiente e o estado líquido.
Figura 3.13 - Diagrama Schaeffer-Bystram para aços inoxidáveis austeníticos. Figura 3.14 - Fase sigma em metal de solda: a) ataque com Murakami padrão a 80°C por 60 s; b) ataque com NaOH aquoso a 20% a 3 V dc por 10 s
Figura 3.15 - Carbonetos precipitados em aços inoxidáveis, revelados usando: a) reagente de Murakami padrão em temperatura ambiente por 60 s; b) ataque com NH4OH a 5 V por 10 s; c) persulfato de amônio aquoso (10%) a 6V dc por 10 s. Figura 3.16- Diluição de uma junta soldada, onde A e C são o metal de base e B o metal de adição
Figura 3.17 - Representação esquemática das regiões de uma junta soldada Figura 3.18 - Eficiência térmica de diversos processos de soldagem
b) inclusões esféricas em uma solda por eletrodo revestido
Figura 3.22 - Zona afetada pelo calor para solda SMA tipo 304/308 mostrando carbonetos M23C6 e camada de ferrita intergranulares ricos em Cr (indicados por setas) ao longo dos limites de grão de austenita adjacentes à zona de fusão
Figura 3.23 - Gráfico com a influência do espaçamento de inclusões e número de ferrita na tenacidade à fratura
Figura 3.24 - Soldagem GTAW: a) componentes do processo; b) área de soldagem. Figura 3.25 - Efeito da polaridade na poça de solda.
Figura 3.26 - Método de soldagem GTAW.
Figura 3.27- Esquema do equipamento de soldagem GTAW.
Figura 3.28 - Transferência globular através de um plasma Ar-2%O2 - 220 A. Figura 3.29 - Transferência globular através de um plasma Ar-2%O2 - 220 A. Figura 3.30 - Transferência por spray a 320A e 29V em um plasma Ar-2%O2 Figura 3.31 - Produtividade de algumas geometrias de chanfros.
Figura 3.32 - Especificação para ensaios de tração e dobramento Figura 3.33 - Croqui de corte para qualificação de procedimento
Figura 3.34 - Regiões de retirada dos CPs de impacto a) chanfro em V simples; b) chanfro em V duplo
Figura 4.1 - Geometria e dimensões da placa de solda fundida utilizada para a qualificação do procedimento de soldagem.
Figura 4.2 - Geometria e dimensões do chanfro aberto na placa fundida para procedimento de soldagem GTAW
Figura 4.3 - Croqui com as informações dos passes de solda GTAW. Figura 4.4 - Croqui com as informações dos passes de solda GMAW Figura 4.5 - Croqui de corte das placas de solda para ensaios mecânicos Figura 4.6 - Classificação das inclusões segundo Jernkontoret
Figura 4.7 – a) Croqui de dureza HRB – GTAW b) Croqui de dureza HRB - GMAW Figura 4.8 – a) Croqui de dureza HV - GTAW b) Croqui de dureza HV - GMAW Figura 5.1- Diagrama de Schaeffler indicando a região de Cr e Ni equivalente calculados a partir da composição química para o metal de base e cordão de solda) Figura 5.2 - Inclusões presentes no material soldado por GTAW: a-b-c) metal de base; d-e-f) solda. Todos os aumentos são de 100x)
Figura 5.3 - Inclusões presentes no material soldado por GMAW: a-b-c) metal de base / d-e-f) solda. Todos os aumentos são de 100x)
Figura 5.4 - Ferrita delta em matriz austenítica nas METAL BASE a) GTAW e b) GMAW. Ataque com reagente Vilella e aumento de 100x)
Figura 5.5 - Microestrutura ZTA a) ZTA raíz GTAW b)ZTA face GTAW; c)ZTA raíz GMAW; d) ZTA face GMAW. Ataque Vilella. Aumento de 100x)
Figura 5.6 - ZTA das amostras a)GTAW; b) GMAW atacadas com reagente Murakami. Aumento 200x.
Figura 5.7 - Morfologias da ferrita no início da zona fundida a) solda GTAW b) solda GMAW. Ataque com reagente Vilella. Aumento de 200x)
Figura 5.8 - Microestrutura da zona fundida. a) solda raíz GTAW b) solda face GTAW c) solda raíz GMAW d) solda face GMAW. Ataque com reagente Vilella e aumento de 200x)
Figura 5.9 - Método de quantificação por imagem das frações de ferrita: a) metal de base soldado para solda GTAW; b) solda GTAW c) metal de base para solda GMAW d) solda GTAW)
Figura 5.10 - Corpos de Prova de tração com ruptura no metal base dos processos. a) GMAW; b) GTAW.)
Figura 5.11 - Corpos de prova de dobramento do processo GTAW Figura 5.12 - Corpos de prova de dobramento do processo GMAW
Figura 5.13 - MEV da superfície do C.P de impacto da face da solda GTAW e GMAW. Solda face GTAW com tenacidade ao impacto de 75J à -196°C: a) 25x b) 1000x c) 3000x; Solda face GMAW com tenacidade ao impacto de 36J à -196°C: a) 25x b) 1000x c) 3000x.
Figura 5.14. - MEV da superfície do C.P de impacto da ZTA da solda GTAW e GMAW. ZTA face GTAW com tenacidade ao impacto de 81J à -196°C: a) 25x b) 1000x c) 3000x; ZTA face GMAW com tenacidade ao impacto de 54J à -196°C: a) 25x b) 1000x c) 3000x.
Figura 5.55 - Superfície de fratura da ZTA face na solda GMAW próxima ao entalhe. a) 35x b) 110x c) 1000x.)
ÍNDICE DE TABELAS
Tabela 3.1 - Principais elementos de liga nos aços inoxidáveis e sua solubilidade máxima em cada fase.
Tabela 3.2 - Composição química e propriedades mecânicas especificadas pela norma A351 para o grau CF8.
Tabela 3.3 - Propriedades intrínsecas de soldagem Tabela 4.1 - Parâmetros de soldagem GTAW e GMAW
Tabela 4.2 - Composição química dos consumíveis utilizados da soldagem GTAW e GMAW
Tabela 5.1 - Composições químicas encontradas no metal de base e na solda dos processos
Tabela 5.2 - Tabela 5.2 - Valores de Creq e Nieq a partir da composição química Tabela 5.3 Quantificação de ferrita na solda e metal de base.
Tabela 5.4 - Dureza média das fases e morfologias presentes no material soldado. Tabela 5.5 - Valores de expansão lateral obtidos nos C.Ps do ensaio de impacto.
LISTA DE SÍMBOLOS
GMAW - Gas Metal Arc Welding - Soldagem a arco com proteção a gás
GTAW - Gas Tungsten Arc Welding - Soldagem a arco com eletrodo de Tungstênio VOD - Vacuum Oxygen Decarburization
AOD - Argon Oxygen Decarburization CCC - estrutura cúbica de corpo centrado CFC - estrutura cúbica de face centrada M23C6 - Carboneto de Cromo
CF8 - Aço inoxidável austenítico fundido com composição FE-18Cr-8Ni. CF8M - Aço inoxidável austenítico fundido com composição Fe-Cr-Ni-Mo Ar - Argônio O2 - Gás oxigênio Fe - Ferro Cr - Cromo Ni - Níquel Mo - Molibdênio Si - Silício Al - Alumínio Cu - Cobre Nb - Nióbio MnS - Sulfeto de manganês HRB - Dureza Rockwell B HB - Dureza Brinell HV - Dureza Vickers
Creq – cromo equivalente – equação com participação dos elementos alfagênicos.
Nieq – níquel equivalente – equação com participação dos elementos gamagênicos.
SUMÁRIO 1.OBJETIVOS... 15 1.1 Objetivo Geral...15 1.2 Objetivos Específicos...16 2.INTRODUÇÃO...16 1.REVISÃO BIBLIOGRÁFICA...18
3.1 Aços Inoxidáveis e suas Classificações...18
3.2.1 Composição química dos Aços inoxidáveis Austeníticos...22
3.2.2 Diagramas de Fases...24
3.3 Aço Inoxidável Austenítico A351 Grau CF8...24
3.4 Solidificação dos Aços Inoxidáveis Austeníticos...26
3.4.1 Diagramas de Solidificação...31
3.5 Mecanismos de Fragilização dos Aços Inoxidáveis...33
3.5.1 Fase Sigma...36
3.5.2. Trincas a quente...37
3.5.3 Precipitação de Carbonetos...37
3.6 Metalurgia da Soldagem...39
3.6.1 Tensões residuais associadas à soldagem...42
3.7 Soldagem dos Aços Inoxidáveis Austeníticos...43
3.7.1 Morfologia da Ferrita Delta...44
3.7.2 Mecanismos de fratura nos aços inoxidáveis austeníticos soldados...47
3.8 Processo de Soldagem GTAW...51
3.8.1 Eletrodo... 52
3.8.2 Polaridade...52
3.8.3 Gases de Proteção...53
3.8.4 Metal de Adição...54
3.8.5 Vantagens e Limitações da soldagem GTAW...54
3.9 Processo de Soldagem GMAW...55
3.9.1 Mecanismos de transferência de metal...57
3.9.1.1 Transferência por curto-circuito...57
3.9.1.2 Transferência Globular...58
3.9.1.3 Transferência por Spray...59
3.9.2 Unidade de alimentação do eletrodo...60
3.9.3 Gases de proteção...60
3.9.4 Variáveis de processo...62
3.9.5 Vantagens e limitações da soldagem GMAW...63
3.10 Qualificação de procedimentos de Soldagem...63
3.10.1 Ensaio de impacto...66
4. METODOLOGIA... ... 68
4.1 Produção e Preparação da Placas de Solda...68
4.2 Processos de Soldagem GMAW e GTAW...69
4.3 Retirada e confecção dos Corpos de Prova dos Ensaios Mecânicos da placa de solda 71 4.4 COMPOSIÇÃO QUÍMICA...72
4.5 ENSAIO METALOGRÁFICO E QUANTIFICAÇÃO DAS FASES...73
4.7 ENSAIO DE TRAÇÃO...74
4.8 ENSAIO DE DUREZA...75
4.9 ENSAIO DE IMPACTO...76
4.10 DETERMINAÇÃO DA SUPERFÍCIE DE FRATURA...76
5. RESULTADOS E DISCUSSÕES...77
5.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA...77
5.2 ENSAIO METALOGRÁFICO E QUANTIFICAÇÃO DAS FASES...79
5.3 ENSAIO DE TRAÇÃO...90
5.4 ENSAIO DE DOBRAMENTO...92
5.5 ENSAIO DE DUREZA...93
5.6 ENSAIO DE IMPACTO...96
5.7 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA...98
6. CONCLUSÕES...103
7. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS...104
1. OBJETIVOS 1.1 Objetivo Geral
Este trabalho tem por objetivo geral a avaliar os processos de soldagem GTAW e GMAW para recuperação de peças fabricadas em aço A351 grau CF8 com o intuito de verificar a possibilidade do emprego da soldagem GMAW em substituição do processo GTAW para o aumento de produtividade na recuperação de peças fundidas.
1.2 Objetivos Específicos
Os objetivos específicos deste trabalho buscam avaliar a influência dos processos de soldagem de recuperação sobre:
● A microestrutura do cordão de solda e regiões adjacentes;
● A ocorrência de precipitações de fases deletérias na região de solda;
● As propriedades mecânicas do cordão de solda e regiões adjacentes.
● A resistência ao impacto em temperatura criogênica das diferentes zonas da região de solda;
● Os macro e micromecanismos de fratura das amostras ensaiadas sob impacto em temperaturas criogênicas.
2. INTRODUÇÃO
O aço A351 grau CF8 é um aço inoxidável austenítico utilizado na fabricação de componentes das indústrias petroquímicas, geração de energia, papel e celulose, como turbinas, compressores e bombas por apresentar boa resistência e ductilidade e resistência a corrosão em diferentes meios corrosivos. Este aço apresenta composição química equivalente ao AISI 304, porém, seu método de fabricação é diferente, pois este é utilizado no estado fundido enquanto o AISI304 é utilizado no estado conformado mecanicamente [1].
Dentro da produção de componentes fundidos defeitos como trincas, inclusões de areia, bolhas de gás e rechupes podem ocorrer e tornar necessária uma etapa de recuperação por solda. A necessidade de utilizar um procedimento de soldagem não está relacionada apenas com a recuperação de defeitos, mas também com ajustes dimensionais, quando necessários, e em processos de montagem, como soldas estruturais.
Existe um grande número de processos para união e recuperação de estruturas, porém, cada um deles apresenta características específicas que os torna, ou não, viáveis para o processo. Na rotina diária de uma empresa há um volume de peças que passam por etapas de recuperação, e em algumas situações as regiões que precisam ser recuperadas pode apresentar dimensões maiores, como é o caso da soldagem para ajustes dimensionais. Para estes dois casos é interessante o procedimento de soldagem apresentar características como altas taxas de deposição e de produtividade, e garantir ao mesmo tempo a qualidade da região soldada.
A definição do processo e procedimento de soldagem que deve ser utilizado tem estabelecido por norma que se seja realizada uma qualificação de procedimento de solda. Esta leva em conta principalmente o material a ser
sofrer tratamento térmico posterior a solda.
Diferentes processos de soldagem podem ser utilizados na recuperação de peças, entretanto, algumas das características do processo são especificadas pelos clientes. Com o intuito de reduzir custos ou diminuir o tempo de produção muitas especificações fornecidas pelos compradores solicitam o não tratamento térmico posterior à soldagem. Essa definição acaba por limitar a escolha do processo de soldagem, pois a microestrutura resultante não pode ser trabalhada posteriormente. Por isso processos com menores aportes térmicos são preferidos, pois apresentam menor impacto na estrutura do metal de base e dos fenômenos térmicos e estruturais que podem ocorrer durante as altas temperaturas atingidas durante a soldagem. Esta constatação é baseada em experimentos anteriores com processos de soldagem de alta energia introduzida, como o SMAW, que apresentou resultado inferior ao requerido e com zonas termicamente afetadas maiores.
Dessa forma os processos de soldagem GTAW e GMAW foram selecionados para realizar a qualificação do procedimento de soldagem de um aço inoxidável austenítico grau CF8, que exige valores de tenacidade de no mínimo 41J a temperatura de -196°C sem tratamento térmico posterior a solda. A qualificação do processo GTAW é de grande importância para a indústria, pois defeitos após a usinagem final de componentes podem aflorar fazendo com que soldas pontuais sejam necessárias. A qualificação do processo GTAW para etapas do processo que necessitam de quantidades maiores de solda, entretanto, não é muito interessante para a indústria devido à sua baixa produtividade. A busca por utilizar o processo GMAW em detrimento do GTAW está diretamente ligada à necessidade de aumento da produtividade e qualidade do processo de recuperação de peças fundidas com cavidades maiores, com consequentes possibilidades de redução de custos de produção e de redução nos prazos de produção e entrega de peças.
1. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 Aços Inoxidáveis e suas Classificações
Um aço inoxidável é uma liga de ferro contendo pelo menos 10,5% de cromo que, em contato com o ar atmosférico, forma uma camada fina de óxido de cromo impermeável de caráter passivo que protege o material de efeitos corrosivos. Por este motivo são utilizados em uma ampla gama de aplicações, como por exemplo, setores de geração de energia e processamento de químicos, em produtos comerciais como utensílios de cozinha e automobilísticos e em aplicações higiênicas e sanitárias como a indústria farmacêutica e produção alimentícia [2].
O aço inoxidável é basicamente produzido pela fusão de sucata de aço inoxidável e outras ligas de ferro ligadas em forno elétrico a arco. Após a fusão, o aço líquido é vazado para um conversor VOD (Vacuum Oxygen Decarburization) ou AOD (Argon Oxygen Decarburization), para posterior descarburação e desgaseificação. O metal líquido encaminhado para a panela sofre ajustes finais de composição química e é então vazado em moldes. Os produtos podem ser fabricados pelo processo de fundição convencional, o qual apresenta maior amplitude de variação das propriedades devido à estrutura dendrítica de fundição e segregação de elementos, ou através de tratamentos mecânicos de lingotes advindos dos processos siderúrgicos [3].
Os aços inoxidáveis são um grupo de aços contendo alto teor de elementos de liga baseado nos sistemas Fe-Cr e Fe-Cr-Ni sendo categorizados baseado nas fases metalúrgicas presentes no material. As fases são determinadas principalmente pelos teores de Cr, Ni e C, pois estes são os principais promotores da ferrita, austenita e martensita. Desta forma existem 5 grupos de aços inoxidáveis: os martensíticos, ferríticos, austeníticos, duplex e endurecíveis por precipitação [2]. As
Austeníticos (classes 2XX, 3XX): são ligas contendo Fe, Cr e Ni em sua composição, sendo que os altos teores de Ni garantem estrutura exclusivamente austenítica CFC a temperatura ambiente. Apresentam resistência à corrosão, boa soldabilidade e maior facilidade para conformados mecanicamente [2].
Martensíticos (classe 4XX): são ligas Fe-Cr-C que apresentam de 12 a 18% de cromo e 0,1 a 0,5% de carbono, o que os torna facilmente endurecíveis por tratamento térmico através da formação de martensita. As aplicações incluem pás de turbinas a vapor, gás e motores a jato que operam em temperaturas relativamente baixas, tubulação de vapor, grandes hidroturbinas, tubulações e válvulas para coleta e refino de petróleo e revestimento para rolos [1][2].
Duplex (austenita e ferrita): apresentam partes iguais de estrutura austenítica e ferrítica à temperatura ambiente e são constituídos de 18 a 30% Cr, 1,5 a 4,5% Mo e de adições de elementos formadores e estabilizantes da austenita, como o níquel (3,5 a 8%) e o nitrogênio (0 a 0,35%). Suas aplicações são principalmente no ramo da indústria petroquímica (unidades de dessalinização, dessulfuração e equipamentos para destilação) e papel e celulose (em digestores, plantas de sulfito e sulfato e sistemas de branqueamento) [1][2].
Endurecíveis por precipitação (classe PH): são ligas cromo-níquel contendo elementos como Mo, Ti, Cu e Al que precipitam mediante tratamento térmico e aumentam as propriedades mecânicas como dureza e resistência. Suas aplicações principais se dão na indústria aeronáutica, petróleo e gás e papel e celulose [2].
Existem subgrupos originados de estruturas transitórias ou particularidades analíticas e todos esses aços inoxidáveis podem ser derivados do aço austenítico básico AISI 304 pela adição ou subtração de um ou mais elementos para obter uma propriedade específica em preferência a outra, como mostra a figura 3.1.
Figura 3.1 - Esquema da classificação dos aços inoxidáveis a partir do AISI 304
Fonte: [4]
3.2 Aços Inoxidáveis Austeníticos
O aço inoxidável austenítico representa o maior grupo geral de aços inoxidáveis e é produzido em peso mais do que qualquer outro grupo. São ligas com Cr para resistência a corrosão e com suficiente níquel e manganês (e às vezes nitrogênio) para estabilizar a fase CFC austenita. Possuem teores de níquel entre 6 e 22%, cromo entre 16 e 30% e menos de 0,3% de carbono, para evitar precipitação de carbonetos no contorno de grão, com um total de elementos liga de no mínimo 26% e não são ferromagnéticos [3].
A estrutura austenítica e a presença de níquel melhoram a resistência à corrosão em ambientes ligeiramente oxidantes ou redutores e proporcionam
(encruamento), possuem limite de escoamento em torno de 210 MPa e uma ótima soldabilidade se as devidas precauções forem tomadas [1].
3.2.1 Composição química dos Aços inoxidáveis Austeníticos
Os elementos químicos presentes no aço exercem influência significativa nas características e propriedades mecânicas do material. Os principais elementos presentes nos aços inoxidáveis austeníticos, como elemento de liga ou impureza, que influenciam nas propriedades do material e nas suas características são mostrados na Tabela 3.1:
Tabela 3.1 - Principais elementos de liga nos aços inoxidáveis e sua solubilidade máxima em cada fase
. Fonte: [3]
O cromo promove proteção contra corrosão nos aços através da formação de uma camada passiva quando em contato com o oxigênio, estabiliza a fase ferrita e é um forte formador de carbonetos, sendo o mais comum o M23C6 [2].
O níquel estabiliza a austenita e aumenta gradativamente propriedades mecânicas como limite de escoamento e de resistência pois não forma nenhum composto no aço, permanece em solução na matriz fazendo com que a mesma fique mais resistente [2].
funções atribuídas ao níquel, em altos teores de manganês apresentam propriedades mecânicas como resistência ao desgaste. Presente entre 1 a 2% em peso nos inoxidáveis austeníticos é adicionado para prevenir trincas a quente, pois este combina-se com o enxofre e o retira da solução formando MnS. Além disso, o Mn é adicionado para estabilizar a austenita em baixas temperaturas e prevenir a transformação martensítica [1][3].
O silício é adicionado para desoxidação de metal durante o estado líquido, porém é formador de vários silicetos de ferro (FeSi, Fe2Si, Fe3Si, Fe5Si3) e o intermetálico Cr3Si, os quais tendem a fragilizar a estrutura, e expande a faixa de composição sobre a qual a fase sigma se forma. O silício segrega durante a solidificação, resultando na formação de constituintes eutéticos de baixo ponto de fusão, particularmente em combinação com níquel (NiSi, Ni3Si2), porém por melhorar a fluidez do aço fundido pode ser adicionado em quantidades um pouco acima do normal nos metais de solda [1][3].
O molibdênio melhora a resistência à corrosão em meios não oxidantes e à corrosão por pites em todos os meios. É fortemente formadora de ferrita e pode provocar o aparecimento de fases intermetálicas como a fase de Laves (Fe2Mo) e a fase Fe36Cr12Mo10. Além destas o molibdênio estabiliza o carboneto M6C, e colabora no aumento da resistência em altas temperaturas e resistência à corrosão em meios redutores [2][3].
O carbono estabiliza a austenita, permite o endurecimento por tratamento térmico, melhora a resistência dos aços em aplicações a elevadas temperaturas e em conjunto com o ferro forma carbonetos duros resistentes ao desgaste. A presença de carbonetos, entretanto, principalmente associados ao cromo, pode contribuir para a sensitização do aço e promover a corrosão intergranular. Desta forma o Ti e o Nb podem ser adicionados pois evitam a ocorrência da combinação do carbono com o cromo por se ligarem preferencialmente ao C prevenindo a não formação de carbonetos de cromo evitando uma baixa resistência à corrosão [2][3].
3.2.2 Diagramas de Fases
A estrutura do aço inoxidável austenítico depende da proporção entre elementos alfagênicos (promotores da ferrita) e gamagênicos (promotores da austenita), podendo apresentar estrutura completamente austenítica ou com pequenas frações de ferrita [2]. Os aços inoxidáveis austeníticos são formados pelo sistema ternário Fe-Cr-Ni e o seu comportamento durante a solidificação pode ser previamente descrito através de um diagrama de fases, conforme figura 3.2. A região delimitada por um triângulo entre a linha solidus e liquidus é a situação em que se há a coexistência da austenita e da ferrita com o líquido, essa delimita as composições com solidificação de austenita primária (à esquerda) da ferrita primária (à direita). No estado sólido a ferrita é estável a temperaturas elevadas ao conter mais de 20% em peso de Cr, mas à medida que a temperatura decai essa ferrita se transforma parcialmente em austenita. As ligas que se solidificam como austenita primária continuam austeníticas até a temperatura ambiente [2].
Figura 3.2 – Diagrama Pseudo-Binário de fases do sistema ternário Fe-Cr-Ni
Fonte: [4] 3.3 Aço Inoxidável Austenítico A351 Grau CF8
O aço inoxidável grau CF8 é um material austenítico fundido, especificado pela norma ASTM A351. O C indica o serviço em que se destina a ser usado, neste caso serviço resistente à corrosão. A segunda letra (F) indica a localização aproximada da liga no diagrama ternário ferro-cromo-níquel (FeCrNi) para usuários familiarizados com o diagrama,
pois a segunda letra fornece uma indicação do teor nominal de ferro, níquel e cromo, conforme figura 3.3. O terceiro dígito representa o teor máximo de carbono permitido em unidades de 0,01%, no CF8 0,08% de carbono [5].
Figura 3.3 - Padrão de Cr e Ni para aços fundidos resistentes ao calor e a corrosão
Fonte: [2]
A composição química e as propriedades mecânicas do CF8 especificado pela norma A351 é mostrada na figura 3.3, outras propriedades como ponto de fusão e condutividade térmica são mostradas na tabela 3.2.
Tabela 3.2 - Composição química e propriedades mecânicas especificadas pela norma A351 para o grau CF8
Fonte: Adaptado [6]
Embora as classes austeníticas forjadas possuam uma microestrutura monofásica, seus equivalentes fundidos geralmente têm uma pequena quantidade de ferrita misturada com a austenita. A ferrita é benéfica na redução da potencial para rachaduras por corrosão sob tensão por dificultar a segregação de elementos de baixo ponto de fusão, melhora características de fundição e resistência mecânica, e é benéfica para a soldabilidade e o reparo por solda porque minimiza as rachaduras quentes que podem ocorrem na soldagem de austeníticos.
Apesar dos austeníticos forjados não serem magnéticos, seus equivalentes fundidos geralmente contêm de 5 a 40% de ferrita e são parcialmente magnéticos. Por exemplo, forjado o tipo 304 não é magnético, mas seu equivalente fundido, CF8, possui ferrita em sua microestrutura e é parcialmente magnético [8].
3.4 Solidificação dos Aços Inoxidáveis Austeníticos
Existem 4 possibilidades de transformações de solidificação para estado sólido nos aços inoxidáveis, conforme figura 3.4, e esta está relacionada à razão entre o cromo e o níquel equivalente.
Figura 3.4 -Solidificação dos aços inoxidáveis e sua relação com o Cr e Ni equivalente
Fonte: [2]
A figura 3.5 mostra o diagrama pseudo-binário do sistema Fe-Cr-Ni associado com a estrutura primária de solidificação e as morfologias das fases presentes.
Figura 3. 5 - Relação do tipo de solidificação com o diagrama de fases.
Fonte: Adaptado [7]
A solidificação do tipo A e AF ocorre com formação primária da austenita, figura 3.6. A solidificação do tipo A é completamente austenítica, devido ao teor de elementos gamagênicos, com uma estrutura dendrítica e celular, devido a baixa difusividade de segregação de elementos e impurezas. A solidificação AF envolve uma reação eutética onde a ferrita é formada nos contornos de grão austeníticos, devido a partição dos elementos alfagênicos durante a solidificação.
Figura 3.6 - Solidificação com formação primária de austenita. Tipo A: a) dendritas de austenita monofásicas com solidificação tipo A; Tipo AF: b) ferrita interdendrítica
c) ferrita intercelular.
Fonte: Adaptado [2]
A solidificação do tipo FA e F ocorre com formação primária da ferrita, figura 3.7. Na solidificação FA a austenita é formada no final da solidificação através de uma reação peritética-eutética, porém, à medida que o metal esfria a ferrita se torna instável e a austenita começa a consumi-la através de uma reação de difusão controlada. Quando a taxa de resfriamento é moderada e/ou quando a relação Creq/Nieq é baixa a ferrita resultante possui morfologia vermicular ou esqueleto. Quando a taxa de resfriamento é alta e/ou quando a relação Creq/Nieq aumenta é formada ferrita em morfologia rendilhada. Na solidificação F a microestrutura é completamente ferrítica ao final da solidificação, porém, quando o metal soldado resfria abaixo da ferrita solvus, a austenita se forma nos contornos de grãos ferríticos [2][7].
Figura 3.7 - Solidificação com formação primária de ferrita. Tipo FA: a) ferrita esqueleto/ vermicular, b) ferrita rendilhada; Tipo F: c) Austenita Widmanstätten nos
contornos de grão ferríticos.
(Fonte: Adaptado [2].)
O diagrama da figura 3.8 apresenta os modos de solidificação de aços inoxidáveis austeníticos os quais podem variar de A a F. Neste estão classificados os aços AISI 304 e 316, equivalentes ao CF8 e CF8M, respectivamente. Neste diagrama, ambas as composições apresentam mecanismo de solidificação FA [9].
Figura 3.8 - Diagrama dos modos de solidificação.
Fonte: Adaptado [9]
Na solidificação do tipo FA, com solidificação de ferrita primária, a austenita é a fase interdendrítica. Neste caso, os centros das dendritas são empobrecidos em níquel e enriquecidos em cromo, levando à nucleação de ferrita primária. Entre as dendritas primárias de ferrita ocorre a nucleação e o crescimento de dendritas de austenita, por enriquecimento em níquel e empobrecimento em cromo. A partir do líquido final, suficientemente enriquecido em formadores de ferrita, haverá a formação de novas áreas de ferrita. Isto indica que, neste estágio da solidificação, a austenita começa a se formar como uma fase independente, separada da ferrita, ao passo que esta última continua a nuclear e crescer [9].
Utilizando como exemplo o AISI 304, similar ao CF8, com Creq = 18,77 e Nieq = 10,59, relação de Creq/Nieq é igual a 1,77. O modo de solidificação para esta liga seria FA, com formação de ferrita primária, e o mecanismo de solidificação pode ser dividido em 4 estágios. No primeiro ocorre a nucleação das dendritas primárias de ferrita, diretamente do líquido. Então, grandes quantidades de colônias de células
eutéticas e colunares se formam entre as dendritas primárias de ferrita na reação das três fases (L+ferrita+austenita). Com o avanço da solidificação direcional, diversas colônias de eutético desaparecem gradualmente, em função da transformação no estado sólido de ferrita para austenita. Por fim, quase todas as colônias desaparecem, restando somente uma microestrutura final denominada de “esqueleto” de ferrita - ferrita skeletal. Assim a morfologia principal de solidificação do aço inoxidável CF8 é uma matriz austenítica com presença de ilhas de esqueleto de ferrita dispersas [9].
3.4.1 Diagramas de Solidificação
O teor de ferrita presente nos aços inoxidáveis pode ser estimado e controlado utilizando o diagrama de Schoefer que é derivado do diagrama de Schaeffler, usado para determinar a estrutura dos depósitos de solda. Estes diagramas têm como base o efeito alfagênico (favorecendo a formação de ferrita) e efeito gamagênico (apoiando a formação de austenita) e fórmulas de cálculo de cromo e níquel equivalente, que são empregados como coeficientes dos efeitos alfagênicos e gamagênicos respectivamente, são usados como coordenadas para os diagramas [3][4].
Schaeffler estabeleceu fórmulas para Creq e Nieq com base no teor de alguns
elementos de liga. As equações de Schaeffler são mostradas abaixo e o seu diagrama na figura 3.9.
Cr eq=Cr +Mo+1.5 Si+0.5 Nb (equação I)
Figura 9 - Diagrama de Schaeffler para diferentes valores de Cr e Ni equivalentes.
Fonte: [4]
O diagrama de Schaeffler permite observar não somente a faixa de formação de ferrita, em função das relações de Creq e Nieq, mas as possibilidades de formação
de outras fases como austenita ou martensita, para diferentes tipos de aços inoxidáveis. Desta forma o diagrama é útil para calcular ou prever a fração volumétrica de ferrita se a composição de liga for conhecida; para valores nominais fixos ou elementos individuais mas também para estimar o custo de produção de uma liga fundida, a partir da faixa especificada de quantidade de ferrita.
O conteúdo de ferrita pode ser estimado e controlado usando o diagrama Schoefer (derivado do diagrama Schaeffler, que é usado para determinar a estrutura dos depósitos de solda), mostrado na Figura 10. É usado para estimar o conteúdo de ferrita de peças fundidas de aço inoxidável com uma faixa de composição de 16-26% Cr, 6-14% Ni; 4% Mo máx., 1% Nb máx., 0,2% C máx., 0,19% N máx., 2% Mn máx. E 2% Si máx. A figura 3.10 ilustra o diagrama de Schoefer e a figura 3.11 mostra a influência do teor de ferrita nas propriedades mecânicas do CF8.
Figura 3.10 - Diagrama de Schoefer ; Figura 3.11 - Influência do teor de ferrita na resistência mecânica do aço inox CF8
Fonte: [1]
O teor de ferrita também pode ser estimado através do ferritoscópio, equipamento que quantifica a fase ferrítica em número de ferrita (ferrite number – FN) a partir do comportamento magnético de forma não destrutiva [15].
decomposição desta ferrita em austenita e fase sigma. Ambos constituintes formados atuam como fragilizantes nos aços inoxidáveis. A figura 3.12 ilustra as possíveis transformações que ocorrem nos aços inoxidáveis austeníticos em função do tempo e da temperatura [10].
Figura 3.12 - Principais transformações ocorridas em aços inoxidáveis entre a temperatura ambiente e o estado líquido.
Fonte: [10]
Neste diagrama pode-se ver que algumas fases frágeis podem ocorrer nos aços inoxidáveis dependendo do tempo que em o material permanece em cada
temperatura. As principais fases e componentes fragilizantes destes aços são: a precipitação de carbonetos, formação de fase sigma, fase chi e fase de Laves.
Na soldagem destes aços também podem ocorrer alguns fenômenos que fragilizam a estrutura do material. O diagrama Schaeffler-Bystram na figura 3.13, pode auxiliar na predição da ocorrência de fragilização por fase sigma e trincas a quente a partir dos teores de Cr e Ni equivalente, embora não descreva a precipitação de carbonetos de cromo (Cr23C6), potencializador da corrosão
intergranular [4].
Figura 3.13 - Diagrama Schaeffer-Bystram para aços inoxidáveis austeníticos.
3.5.1 Fase Sigma
Ligas metálicas contendo um elemento de transição B (Fe, Ni, Mn, Co, etc) e um elemento de transição A (Cr, Ti, V, etc.) podem formar fases intermetálicas cuja fórmula pode variar de B4A a BA4. A fase sigma (�), figura 3.14, é a mais conhecida entre os compostos intermetálicos. Em temperaturas entre 480 e 870ºC a ferrita pode se transformar em fase sigma, assim aços inoxidáveis envelhecidos ou com bastante tempo considerável exposto a altas temperaturas podem apresentar esta fase em sua estrutura.
Esta transformação ocorre em algumas horas a 760ºC, mas requer centenas de horas para acontecer a 540ºC. Deste modo a formação da fase sigma é menos comum durante a soldagem de aços inoxidáveis austeníticos tradicionais com baixo teor de carbono, porque o processo é relativamente lento, o que não é o caso de aços com alto teor de elementos de transição, como aços austeníticos com alto teor de cromo e molibdênio. Esse risco é evitado diminuindo as energias de soldagem e acelerando as velocidades de resfriamento, a fim de diminuir o tempo gasto na zona de temperatura de risco. Isso é válido para a zona fundida e as zonas afetadas [4].
Figura 14 - Fase sigma em metal de solda: a) revelada usando o reagente de Murakami padrão a 80°C por 60 s; b) foi revelado usando NaOH aquoso a 20% a 3
V dc por 10 s.
3.5.2. Trincas a quente
As trincas a quente são rachaduras que podem ser formadas pela liquação do grão ou falta de ductilidade no material. O trincamento devido à liquação ocorre pela presença de fases líquidas nos limites dos grãos a altas temperaturas quando o metal já é sólido, de forma que qualquer tensão permite a abertura de filmes líquidos por cisalhamento.
Trincas devido à falta de ductilidade ocorrem a temperaturas inferiores e principalmente devido à precipitação de certas fases (como carbonetos), que diminuem a ductilidade do material [4].
Muitas vezes, as rachaduras são iniciadas pela liquação e se propagam devido à falta de ductilidade, sendo a rachadura da liquação o defeito inicial, levando a falhas subsequentes. O mecanismo surge do modo primário de solidificação, e a posição do eutético que delineia os dois modos de solidificação é definida pelos principais diagramas pela razão:
Creq
¿eq =1.5
(equação III)
Assim, a suscetibilidade de aços inoxidáveis austeníticos a trincas a quente pode ser prevista e evitada ao estabelecer uma composição química que garanta uma relação Creq/Nieq superior a 1,5 na zona fundida.
3.5.3 Precipitação de Carbonetos
A presença de carbono pode ser responsável por uma deterioração de sua resistência à corrosão quando submetidos a temperaturas entre 500 e 850°C por um longo período de tempo, para graus com teor médio de carbono (0,04% ou mais)
precipitar e modificar a velocidade da precipitação, ou adicionar elementos com uma maior afinidade pelo carbono do que pelo cromo, geralmente titânio e nióbio, pois a precipitação destes carbonetos ocorrem em uma faixa de temperatura mais alta do que aquela em que M23C6 precipitaria, impedindo que o carbono participe desta última precipitação [4]. A figura 3.15 mostra microestruturas de aços inoxidáveis austeníticos com precipitação de carbonetos.
Figura 3.15 - Carbonetos precipitados nos contornos de grão de aços inoxidáveis, revelados usando: a) reagente de Murakami padrão em temperatura ambiente por 60 s; b) hidróxido de amônia concentrado (NH4OH) a 5 V por 10 s; c) persulfato de
amônia aquoso (10%) a 6 V dc por 10 s.
Adaptado: [11].
Os processos de soldagem são caracterizados pela fusão localizada de uma pequena quantidade de matéria seguido de um rápido resfriamento, em grande parte por condução nas partes adjacentes. Na região soldada há uma quantidade de material de base que se atinge a temperatura de fusão e se mistura com a poça de fusão, essa proporção com que o metal de base interage com a zona fundida é definida como coeficiente de diluição e é dado conforme figura 3.16:
Figura 3.16 - Diluição de uma junta soldada. A e C – Metal de Base; B – Metal de adição.
Fonte: [12]
A diluição pode ser obtida pela medida, em uma macrografia da seção transversal da solda, das áreas proporcionais às quantidades de metal base (A e C) e de adição (B) fundidos.
Devido ao ciclo térmico sofrido pelo material durante a soldagem não ocorrem mudanças microestruturais somente na região da poça de fusão mas também na região adjacente à solda. As temperaturas máximas atingida pelo material decrescem conforme se distanciam da zona de fusão assim o material soldado apresenta uma região que atinge a temperatura de fusão chamada zona fundida, uma zona termicamente afetada que atingiu temperaturas suficientemente altas para ocorrer reações metalúrgicas como precipitações e mudança de fases e o
Figura 3.17 - Representação esquemática das regiões de uma junta soldada.
.
Fonte: [12]
As características da zona fundida e da zona termicamente afetada, figura 3.17, são diretamente afetadas pela quantidade de energia fornecida à peça por unidade de tempo denominada aporte térmico (Hl), o qual é definido. pelos parâmetros de eficiência térmica do processo (ղ), tensão do arco (U), corrente de soldagem (I) e velocidade de soldagem (v), conforme equação IV [13].
Hl(J /mm)=η ×U (V )× I (A )
v (mm/ s) (equação IV) Os processos de soldagem além de utilizar parâmetros de corrente e tensão diferentes também apresentam eficiências térmicas distintas. A figura 3.18 representa a eficiência térmica de alguns processos de soldagem a arco.
Figura 3.18 - Eficiência térmica de diversos processos de soldagem.
As altas energias fornecidas a peça nos processos de soldagem geram um gradiente térmico no material que interferem nas características microestruturais de algumas regiões. A temperatura de pico de uma região pode indicar a possibilidade de ocorrência de uma mudança microestrutural e a extensão da zona termicamente afetada. Esta depende das condições de soldagem, das propriedades do material, da geometria e da temperatura inicial da peça, e da distância da linha de fusão. Para placas de menor espessura a temperatura de pico pode ser calculada segundo a equação V: 1 Tp−To❑= 0,0413 ρChy Hl❑ + 1 Tf❑−To❑
(Equação V) Nesta equação Hl é o aporte térmico em J/cm, Tp é a temperatura de pico (°C), y é a distância da linha de fusão em mm, Tf a temperatura de fusão do material, To a temperatura inicial da peça, ρ é a densidade do material, em g/cm3, C o calor específico do material em J/(g·ºC) e h é a espessura da peça, em mm [14].
Além da quantidade de calor fornecido pelo processo a velocidade de resfriamento também apresentam grande influência na região soldada e afetada termicamente, pois a maior parte dos materiais sofrem transformações durante o resfriamento. O parâmetro da velocidade de resfriamento em determinada temperatura, pode ser obtido através da inclinação da curva de ciclo térmico para esta. Para uma fonte de calor linear na superfície de uma chapa a velocidade de resfriamento entre 800 e 500°C pode ser descrita pela equação VI [4].
(
Δt800/ 500)
g= Hl 2 πk(
1 500−To²¿ − 1 800−To¿²)
(equação VI) Onde To é a temperatura inicial da peça em °C e k a condutividade térmica em J/cm.s°C. Algumas velocidades de resfriamento entre 800 a 500°C em diferentes
Tabela 3.4 - Velocidades típicas de resfriamento Δt800-500 de processos de soldagem. Processo de Soldagem GTAW Plasma LASER Eletrodo Revestido GMAW Arco Submerso Eletroescória Δt800/500 < 3 s < 5 s 2 - 15 s 4 - 30 s 5 - 50 s 100 - 250 s Fonte: [4]
3.6.1 Tensões residuais associadas à soldagem
A origem das tensões residuais de soldagem está relacionada à localização da fonte de calor e às variações das propriedades mecânicas dos materiais de acordo com a temperatura, estas são identificadas na figura 3.19. Duas fontes de tensões residuais podem ser distinguidas, as de origens puramente térmicas ou associadas a transformações alotrópicas no resfriamento.
Tensões residuais de origem térmica: são derivadas da dilatação térmica sofrida pelo material devido a um aumento de temperatura nessa região, a dilatação é limitada pelas regiões frias vizinhas, as quais exercem uma força compressiva, deformando o material plasticamente. No resfriamento a zona central aquecida não pode se retrair livremente e é pressionada pelas zonas vizinhas, de modo que após o resfriamento, as zonas aquecidas (metal fundido e ZTA) serão submetidas a tensões residuais de tração, e as zonas vizinhas por razões de equilíbrio, em compressão. As tensões assim criadas podem ser muito altas, na ordem da resistência ao escoamento do material à temperatura ambiente [4].
Tensões residuais associadas a transformações alotrópicas: a transformação da austenita é sempre acompanhada por uma expansão. Se isso ocorrer em temperatura relativamente baixa (materiais temperáveis), a deformação associada não será mais plástica, mas elástica. A expansão, oposta às zonas vizinhas, resulta na formação de tensões compressivas residuais.
Figura 3.19 - Distribuição longitudinal e vertical de tensão residual presente em uma junta soldada.
Fonte: [4]
As tensões residuais resultantes da soldagem são sobrepostas às tensões em serviço e, por esse motivo, desempenham um papel em vários fenômenos ou propriedades como: trincas a frio, resistência à fadiga, ruptura, corrosão por tensão, etc [4].
3.7 Soldagem dos Aços Inoxidáveis Austeníticos
A estrutura primária dos aços inoxidáveis austeníticos é a austenita mas, dependendo do teor de elementos alfagênicos presentes na matriz, é possível encontrar estruturas mistas de austenita e ferrita.
Em todos os casos, o metal de adição terá um teor maior de elementos de liga em comparação com o metal base no cromo, para compensar as perdas no curso da soldagem, e em outros elementos, para melhorar a resistência à corrosão
quentes, muito comum na soldagem de aços inoxidáveis devido às características dúcteis da matriz austenítica e da segregação de compostos de baixo ponto de fusão. A quantidade de ferrita e a morfologia desta formada durante a soldagem é influenciada pela composição química do metal de adição e do metal base diluído, e das taxas de resfriamento sofrida pelo material [2].
3.7.1 Morfologia da Ferrita Delta
A ferrita delta é uma fase presente, em menores frações, nos aços inoxidáveis austeníticos. Embora as composições dos metais de base e de carga de aço inoxidável austenítico sejam cuidadosamente balanceadas para produzir um nível desejado de ferrita na microestrutura soldada, a quantidade e a distribuição de ferrita raramente podem ser previstas, pois são influenciadas pelas condições de solidificação da liga conforme os parâmetros e processos de soldagem. Em grande parte, o comportamento de solidificação e as transformações subsequentes no estado sólido que ocorrem no metal de solda durante o resfriamento controlam as características microestruturais do metal de solda [15].
Estudos revelaram que a solidificação do metal de adição de aço inoxidável Tipo 308 inclui cristalização primária de ferrita com subsequente envolvimento por austenita. À medida que a amostra resfria a uma temperatura abaixo da do solidus, a transformação na interface austenita-líquido é concluída, deixando para trás uma rede esquelética de ferrita não transformada. Esta ferrita residual é enriquecida em cromo, o que a torna muito estável. A ferrita primária com uma concentração média mais baixa de cromo, aproximadamente 24 a 25% em peso, pode se transformar em austenita e ferrita de Widmanstatten durante um resfriamento rápido. Durante as transformações acima, ocorre extensa redistribuição do soluto por difusão. Esses dois modos de formação de ferrita podem ser usados para explicar as várias morfologias de ferrita observadas em soldas austeníticas de aço inoxidável [18]. Os quatro principais tipos de morfologia da ferrita delta são: vermicular, rendilhada acicular e globular, conforme figura 3.20.
Figura 3.20 - Principais tipo de morfologia da ferrita delta a) vermicular; b) rendilhada; c) acicular; d) globular.
incompleta. Esta morfologia é típica para relações Creq/Nieq baixas, menores que 1.48 [15][16].
Morfologia rendilhada: é caracterizada por longas colunas de rede de ferrita orientada ao longo da direção do crescimento em uma matriz de austenita. Essa morfologia é típica de altas velocidades de resfriamento ou altas relações Creq/Nieq (>1.95). Segundo autores a ferrita se forma primeiro e a austenita se forma no sólido, entre os limites de grão ferríticos pelo mecanismo Widmanstatten. A medida que a temperatura cai a morfologia rendilhada é formada [15][16].
Morfologia Acicular: caracterizada pelo arranjo aleatório de ferrita tipo agulha distribuída em uma matriz de austenita. Essa morfologia da ferrita é típica de metais de solda com Creq/Nieq > 2. A presença dessa forma específica de ferrita na solda atual pode ser atribuída a variações locais na composição, principalmente macrossegregação. A estrutura tem origem na transformação em baixa temperatura de ferrita primária, formada durante a solidificação em austenita e ferrita, que parece ter nucleado nos limites dos grãos e crescido dentro e os grãos por um mecanismo acicular [15][16].
Morfologia Globular: é caracterizada por ferrita na forma de glóbulos distribuídos aleatoriamente em uma matriz de austenita. Como na forma acicular, a estrutura não possui direcionalidade e não está relacionada à subestrutura geral da solidificação. É comumente observado nas passagens de solda 4, 5 e 6 da solda de várias passagens. Essa estrutura normalmente possui um FN médio de 10. A estrutura parece ter sua origem na instabilidade térmica de qualquer outro tipo de ferrita, particularmente a forma acicular. Os ciclos térmicos aos quais algumas das passagens de solda são submetidas em uma solda de várias passagens parecem provocar instabilidades de forma do tipo descrito posteriormente. Como resultado da instabilidade da forma, as agulhas longas e finas de ferrita na estrutura acicular e a ferrita entrelaçada na estrutura rendada podem se decompor em pequenos glóbulos desconectados [15].
3.7.2 Mecanismos de fratura nos aços inoxidáveis austeníticos soldados
O mecanismo operacional de fratura nos aços inoxidáveis é tipicamente a coalescência de microvazios, independentemente da temperatura do teste. Normalmente, as soldas de aço inoxidável falham por um mecanismo de ruptura de alvéolos (dimples), onde os microvazios são nucleados em silicatos de manganês e compostos com silício, óxidos e partículas de ferrita. Assim, a resistência geral à fratura é controlada pela densidade e morfologia das inclusões e da segunda fase. As inclusões geralmente falham durante os estágios iniciais da deformação plástica, portanto, uma alta densidade de inclusões reduz drasticamente a energia plástica necessária para a coalescência do microvazio. A figura 3.21 mostra fraturas dúcteis nucleadas a partir de inclusões na matriz de aços inoxidáveis austeníticos.
Figura 3.21 - Vazios nucleados a partir de: a) inclusões esféricas ricas em Mn e Si; b) inclusões esféricas em uma solda por eletrodo revestido.
Fonte: [17]
diâmetros de grãos para A ZTA. A ferrita é benéfica porque restringe o crescimento de grãos e evita a quebra por liquação, pois limita a difusão do elemento de impureza e inibe a umectação de filmes líquidos [17].
A precipitação induzida pela soldagem de carbonetos M23C6 pode ocorrer até
3 mm do limite da fusão, conforme figura 3.22, dependendo do teor de carbono do metal base, da velocidade de deslocamento da solda, da entrada de calor e do tempo em que permaneceu entre temperaturas de precipitação de carbonetos.
Figura 3.22 - Zona afetada pelo calor para solda SMA tipo 304/308. Carbonetos M23C6 e camada de ferrita intergranulares ricos em Cr (indicados por setas) ao longo
dos limites de grão de austenita adjacentes à zona de fusão.
Fonte: [22]
A tenacidade da ZTA é superior à tenacidade da solda e geralmente é proporcional à tenacidade do metal base. Assim, a tenacidade limitante para juntas soldadas é tipicamente controlada pela zona de fusão da solda, não pela ZTA.
Embora as soldas de aço inoxidável sejam predominantemente austeníticas, elas normalmente contêm um teor de ferrita, que possui uma estrutura CCC. Essa fase é necessária para controlar o comportamento de solidificação da solda e inibir a formação de compostos de baixo ponto de fusão (por exemplo, sulfetos e fosfetos)
que promovem a microfissuração. Como a fase de ferrita é frágil a baixas temperaturas, as soldas de aço inoxidável exibem um fenômeno de temperatura de transição dúctil-frágil [17].
Como a ferrita é dúctil em temperaturas ambiente e elevadas, sua fração de volume e morfologia não controlam a resposta à fratura nestas temperaturas. As propriedades da fratura são controladas pela densidade das inclusões de manganês e silício, que se acredita serem silicatos e silicetos de manganês. As soldas GMAW e GTAW têm uma densidade de inclusão muito mais baixa ao se comparar com outros processos de soldagem. As soldas por arco submerso normalmente têm 0,6 a 1,0 % de silício, enquanto as soldas por eletrodo revestido têm cerca de 0,5 -0,8% de silício e as soldas GMAW e GTAW contêm menos de 0,5% de silício na maioria dos casos. A baixa densidade de inclusões grosseiras nas soldas GTAW surge do gás de proteção inerte que protege a piscina derretida do oxigênio e da falta de fluxo. As soldas GTAW possuem algumas pequenas partículas ricas em alumínio, mas resistem à fratura e não afetam negativamente as propriedades. Embora as soldas GMAW sejam significativamente mais limpas do que as soldas por eletrodo revestido e tubular, a captação de oxigênio do gás de proteção com argônio-oxigênio aumenta a quantidade de inclusões de óxido no material [17].
Em temperaturas criogênicas, as soldas normalmente exibem maior resistência e menor tenacidade do que suas contrapartes de metais comuns. A tenacidade inferior está associada à presença de inclusões não metálicas e ferrita delta que passam por uma transição dúctil-frágil. Em temperaturas criogênicas, a fratura por clivagem da ferrita cria uma rede de microfissuras à frente de uma trinca. Rachaduras subsequentes da matriz de austenita causam um avanço geral da rachadura. Como as trincas buscam preferencialmente a ferrita delta frágil, a quantidade relativa de fratura por clivagem observada na superfície da fratura tende a ser muito maior do que a porcentagem de ferrita delta presente na solda. Além disso, à medida que a fração volumétrica de ferrita delta aumenta, sua natureza interconectada fornece um caminho de trinca de baixa energia que reduz a
efeitos do espaçamento de inclusão e do conteúdo de ferrita na tenacidade criogênica das soldas de aço inoxidável são demonstrados na figura 3.23.
Figura 3.23 - Influência do espaçamento de inclusões e do número de ferrita na tenacidade à fratura.
Fonte: [17]
Observa-se que as soldas com espaçamentos de inclusão menores e maiores números de ferrita produzem valores de tenacidade mais baixos. A forte correlação entre espaçamento de inclusão e indica que a densidade de inclusão é mais importante que o teor de ferrita no controle da tenacidade à fratura. Com base nessas observações, a resistência ideal à fratura criogênica pode ser alcançada selecionando-se processos de solda que minimizam o conteúdo de inclusão, utilizam gases de proteção inertes que minimizam a captação de oxigênio e nitrogênio, além de composições de metais de adição que minimizam a ferrita enquanto ainda protege contra microfissuras.
Estudos mostram também que aumentar o teor de carbono, de 0,03% para 0,06% por exemplo, também causa uma redução substancial na tenacidade a temperaturas criogênicas e que taxas de resfriamento reduzidas proporcionam melhores valores de tenacidade. A resistência à fratura em temperaturas criogênicas também diminui significativamente à medida que o número de ferrita aumenta, por exemplo, de 0 a 10%, como mostram estudos [17].
3.8 Processo de Soldagem GTAW
O processo de soldagem GTAW, do inglês Gas-Tungsten Arc Welding, também conhecido como TIG, é baseado na abertura de um arco elétrico entre um eletrodo de tungstênio não consumível e o metal de base, onde pode ser adicionado ou não um metal de adição externamente, enquanto a região do arco é protegida por um gás inerte ou uma mistura de gases [18]. A figura 3.24 ilustra os componentes e equipamentos da soldagem GTAW.
Figura 3.24 - Soldagem GTAW: a) Componentes do equipamento; b) Componentes da área de soldagem.
Fonte: Adaptado [18]
O gás de proteção inerte, normalmente hélio ou argônio, atravessa o corpo da tocha e é direcionado por um bico em direção à piscina de solda e, com a passagem da corrente este é ionizado e estabelece o arco elétrico entre a ponta do eletrodo e a peça de trabalho [19].
3.8.1 Eletrodo
O tungstênio, material que compõem o eletrodo, atinge seu ponto de fusão à 3410°C não sendo consumido durante o processo de soldagem entretanto, em altas temperaturas torna-se uma fonte constante de elétrons [19]. O eletrodo utilizado no processo é feito geralmente de tungstênio puro entretanto, eletrodos com porcentagens baixas de cério ou tório, por volta de 2%, apresentam melhor emissividade de elétrons, capacidade de transporte de corrente e resistência à contaminação, de forma que a abertura do arco é mais fácil e o arco estável. A maior emissividade de elétrons, relacionada à ponta do eletrodo, permite o uso de temperaturas mais baixas na ponta do eletrodo o protegendo do superaquecimento e prolongando seu tempo de uso [18].
3.8.2 Polaridade
Na soldagem GTAW três polaridades de corrente podem ser aplicadas: eletrodo de corrente contínua negativo, eletrodo de corrente contínua positivo, e corrente alternada [18]. Cada uma delas tem um efeito diferente na poça de fusão, como ilustra a figura 3.25.
Figura 3.25 - Efeito da polaridade na poça de solda
Eletrodo de corrente contínua negativo (CC-): chamada de polaridade reta, é a mais comum e utiliza o eletrodo conectado ao terminal negativo da fonte de alimentação, de forma que os elétrons são emitidos pelo eletrodo e acelerados pelo arco. Para que esta emissão ocorra uma grande quantidade de energia, chamada função de trabalho, é necessária, porém, quando o elétron entra na peça de trabalho, uma quantidade de energia (íons positivos) equivalente à função de trabalho é liberada [18]. Assim na polaridade CC- a maior parte da energia está localizada na extremidade do arco, e cerca de 30% no fim do eletrodo, de forma que a solda produzida é estreita e profunda [19].
Eletrodo de corrente contínua positiva (CC+): chamada de polaridade reversa, esta programação utiliza o eletrodo conectado ao terminal positivo da fonte de energia. Dessa forma, o efeito de aquecimento por resistência a passagem dos elétrons está no eletrodo de tungstênio, e não na peça de trabalho, fazendo com que a solda produzida seja mais rasa [18]. Quando este tipo de polaridade é utilizado deve-se utilizar um eletrodo de grande diâmetro e resfriado à água para impedir que a ponta do eletrodo superaqueça e derreta. Esta polaridade é bastante utilizada para a soldagem de materiais fortemente formadores de óxidos como alumínio e magnésio, pois não é necessária uma penetração profunda e os íons positivos do gás de proteção bombardeiam a peça eliminando os filmes de óxidos e produzindo uma superfície de solda limpa [19].
Eletrodo de corrente alternada (CA): por alternar periodicamente a polaridade do eletrodo de positivo para negativo, a corrente alternada é capaz de proporcionar uma combinação boa de penetração e limpeza de óxidos, sendo frequentemente utilizada para a soldagem de ligas de alumínio [18].
O argônio, com peso molecular igual a 40 e potencial de ionização de 15.7 eV, é o gás de proteção mais utilizado. Quando comparado ao hélio, peso molecular igual a 4 e potencial de ionização de 24.5 eV, devido ao maior peso molecular do Ar uma proteção mais efetiva e uma melhor ação de limpeza de óxidos é proporcionada. O Ar é mais ionizável, portanto, o arco é iniciado mais facilmente e possui maior estabilidade, entretanto, para um mesmo comprimento de arco, proporciona menor penetração que o He [18][19]. Isto é particularmente vantajoso na soldagem manual contra o derretimento excessivo da região soldada, e na soldagem em posições verticais. Além de todas estas vantagens o preço do argônio é menor [19].
A vazão do gás está associada ao diâmetro do bico de gás, o qual é escolhido de acordo com o tamanho da poça de fusão. As vazões excessivas causam turbulência no fluxo de gás e pode aspirar a contaminação atmosférica na piscina de solda. Baseado nos principais tipos de tochas utilizados, as vazões típicas de gás de proteção variam de 7 a 16 litros por minuto para o Ar e 14 a 24 L/min. para o He [19].
3.8.4 Metal de Adição
Quando a solda não é autógena no processo GTAW, um metal de adição é adicionado externamente na forma de arame. O metal de adição utilizado normalmente é muito semelhante ao metal de base porém, a sua composição é ajustada para compensar a perda de alguns elementos durante a soldagem e para melhorar a resposta aos tratamentos térmicos pós-soldados. As propriedades do metal de adição deve atender à liga a ser soldada e o serviço de aplicação [19]. 3.8.5 Vantagens e Limitações da soldagem GTAW
A soldagem GTAW é adequada para unir seções finas devido à sua limitada entrada de calor e, pelo fato de a taxa de alimentação do metal de adição depender pouco da corrente de soldagem, é possível variar a quantidade relativa da fusão do metal base e da fusão do metal de forma que o controle da diluição e da entrada de energia na solda pode ser alcançado sem alterar o tamanho da solda [18]. A soldagem GTAW também pode ser usada para soldar juntas apenas por fusão, sem
