EFEITO DO TRATAMENTO TÉRMICO DE SOLUBILIZAÇÃO EM JUNTAS SOLDADAS DO AÇO INOXIDÁVEL SUPER DUPLEX ASTM A890/A890M GRAU 6A

EFEITO DO TRATAMENTO TÉRMICO DE SOLUBILIZAÇÃO EM

JUNTAS SOLDADAS DO AÇO INOXIDÁVEL SUPER DUPLEX ASTM

A890/A890M GRAU 6A

Bianca Savietto, bsavietto@gmail.com1

Henrique Reschioto, h_reschioto@hotmail.com1 Anderson B. da Silva, andersonbdsilva@hotmail.com1 Demétrius Médici, d_medici@hotmail.com1

Marcelo Martins, marcelo.martins@sulzer.com2 Fabio Gatamorta, fabio.gatamorta@gmail.com1

1_{Faculdade Anhanguera de Jundiaí, Rua do Retiro, 3000, Jundiaí – São Paulo.}

2_{Sulzer Brasil S/A, Av. Eng° João Fernandes Gimenes Molina, 905, Jundiaí – São Paulo.}

Resumo: Os aços inoxidáveis super duplex são ligas baseadas no sistema Ferro-Cromo-Níquel e apresentam uma

estrutura mista de ferrita e austenita. A exata quantidade de cada fase depende da composição química e do tratamento térmico efetuado no material. Essas ligas têm elevada resistência à corrosão por pite, principalmente em ambientes contendo soluções aquosas com íons halogênio como Cloretos, Brometos e Iodetos, muito comuns na água do mar. Essa característica favorece o uso desses materiais na fabricação de componentes para plataformas de extração de Petróleo em alto mar. Por constituírem soluções sólidas saturadas, esses aços são considerados metaestáveis do ponto de vista termodinâmico à temperatura ambiente. Isso significa que a estrutura, que é estável em altas temperaturas, se torna metaestável a temperatura ambiente (em torno de 20°C) e em temperaturas negativas. Por essa característica, quando expostos ao calor, apresentam forte tendência a precipitar fases secundárias ricas em cromo e molibdênio, como Fases Sigma (𝜎), Fases Chi (), Nitretos e Carbonetos de Cromo, etc. O processo de soldagem desses aços requer um rígido controle térmico e um rígido controle da temperatura de interpasse, visando minimizar a precipitação das fases intermetálicas. Essas fases são prejudiciais às características mecânicas e químicas do material. O propósito deste trabalho foi investigar o efeito do tratamento térmico de solubilização, seguido por resfriamento em água, na microestrutura e na resistência mecânica de juntas soldadas, pelo processo manual de eletrodo revestido, do aço inoxidável super duplex ASTM A890/A890M Grau 6A. A análise de microestrutura feita por microscopia óptica na junta soldada sem o tratamento térmico pós-soldagem, não apresentou precipitações de fases deletérias. Constatou-se também que a junta tratada termicamente após processo de soldagem, apresentou valores de energia absorvida no ensaio Charpy maiores que a junta sem o referido tratamento térmico.

Palavras-chave: aço inoxidável super duplex, solda, tratamento térmico, microestrutura, ensaio de impacto.

1. INTRODUÇÃO

As recentes descobertas sobre o Pré-Sal impulsionaram a indústria de extração de óleo e gás no Brasil. Para atender essa indústria foi necessário o desenvolvimento contínuo de ligas de maior resistência mecânica aliada à elevada resistência à corrosão. Esse desenvolvimento é necessário em virtude do ambiente agressivo a que os materiais, nessa indústria, são submetidos. A seleção correta dos materiais para essa aplicação ainda é um desafio nos dias de hoje.

Os aços inoxidáveis austeníticos, por exemplo, apresentam moderada resistência à corrosão e propriedades mecânicas relativamente baixas, enquanto os martensíticos e endurecíveis por precipitação exibem propriedades mecânicas elevadas e baixa resistência à corrosão (Callister, 2002). Uma alternativa para uso na indústria de Petróleo é o aço inoxidável duplex que possui microestrutura bifásica, composta por uma matriz ferrítica e fase austenítica precipitada com morfologia arredondada e alongada. Esses aços inoxidáveis ferrítico-austeníticos combinam elevada resistência mecânica, boa tenacidade ao impacto, boa resistência à corrosão em diversos meios e, excelente resistência a corrosão sob tensão e à fadiga (Charles, 1991; Escriba, et. al, 2009).

Os aços inoxidáveis super duplex possuem características dos aços inoxidáveis duplex mais diferem por apresentar uma elevada resistência à corrosão por pite. As características mecânicas desse material são relativamente altas (Colpaert, 2008). O aço super duplex, produzido de acordo com a norma ASTM A890 / A890M Grau 6A, tem aplicação recomendada em bombas centrifugas, válvulas reguladoras de fluxos e tubos sem costura, que trabalham pressurizados, transportando água do mar e com altas concentrações de íons cloreto de até 120.000 partes por milhão. Os equipamentos de aço inox duplex e super duplex expostos a um ambiente rico em íons cloreto ficam sujeitos à corrosão por pite, que nucleiam principalmente nas interfaces ferrita/austenita e crescem para o interior da ferrita. (Solomon et. al, 1982).

A grande dificuldade na obtenção de componentes fundidos em aço inox super duplex é exercer um controle eficaz sobre a precipitação da fase sigma (σ) durante o resfriamento do material sólido, uma vez que teores da mesma acima

de 12% em volume ocasionam trincas no fundido. A precipitação desses intermetálicos pode ser minimizada, controlando-se a composição química e a velocidade de resfriamento, durante o processo de solidificação. Quando submetidos a um ciclo térmico, durante um processo de soldagem, outros precipitados como nitretos de cromo e carbonetos complexos podem ser formados no decorrer do resfriamento. Essas fases secundárias, ricas em cromo e molibdênio, podem formar-se na Zona Termicamente Afetada (ZTA) durante o processo de soldagem dos aços inox duplex e super duplex e como consequência, reduzir a resistência à corrosão nessas áreas (Martins et. al, 2004; Maehara

et. Al, 1983). Uma das fases presentes é a fase Chi () que se forma nos contornos entre a interface ferrita/austenita e

dentro do grão da ferrita. Essa é uma fase frágil comprometendo a tenacidade e a resistência à corrosão e sua presença é sempre associada à presença de fase sigma, possuindo uma estrutura cúbica ordenada. Outras fases formadas são

conhecidas como fase R (ou Fe2Mo, conhecida como Laves que é rica em molibdênio), precipitando na maioria dos

aços inoxidáveis duplex entre 550 e 700ºC e, a fase π, composta por 28%Fe, 35%Cr, 3%Ni e 34%Mo (Gunn, 2003; Nilson, 1992).

O aço inox super duplex possui boa soldabilidade, pois não há corrosão intercristalina. O controle efetivo dos níveis de Nitrogênio proporciona o aumento da resistência à corrosão e a estabilidade da fase austenítica nas regiões de alta temperatura, próximas a poça de solda. Para temperaturas de interpasse entre 120ºC e 150ºC, não há risco de precipitação na ZTA. Sendo assim, é fundamental atender as especificações dos procedimentos de solda desenvolvidos para cada situação e material. (Charles et. al 1991). Os tratamentos térmicos realizados nesses materiais têm a finalidade de melhorar sua condição para uma determinada aplicação, além de proporcionar estabilidade dimensional durante o processo de usinagem.

2. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL

O projeto de fundição das placas e o dimensionamento do sistema de alimentação foram elaborados por intermédio do software Autodesk Inventor Professional 2012. A simulação do processo de solidificação foi realizada através do

software MAGMA. As placas foram confeccionadas com 400 mm de comprimento, 200 mm de largura e 28 mm de

espessura. A liga foi elaborada em forno de indução com sistema de descarburação e desgaseificação a vácuo, com potência máxima de 400 kW e frequência de 60 Hz. O tratamento térmico das peças foi realizado num forno elétrico, do tipo câmara, com temperatura máxima de operação de 1200°C. As peças brutas foram rebarbadas e preparadas para o processo de soldagem com um chanfro em “V” de 35°.

O processo de soldagem utilizado para junção das placas foi o de soldagem manual por eletrodo revestido, e o consumível utilizado foi o AWS 5.4 E 2595-15 com diâmetro de 4,00 mm. Essa seleção seguiu a especificação da composição química do material base. A técnica empregada para junção das placas foi de múltiplos passes, com velocidade da soldagem variando de 130 a 200 mm/min. A temperatura de interpasse foi controlada com auxílio do termômetro, com temperatura limitada de 80°C. Durante a soldagem foi realizado o monitoramento da corrente de soldagem. As leituras realizadas indicaram uma variação de 100 a 130 amperes, sob tensão constante de 24V. Foi utilizada uma fonte de soldagem modelo IMC Mte digitec 600, com característica de máquina de tensão constante e corrente variável.

Após execução do processo de soldagem das placas, um grupo foi submetido à solubilização na temperatura de 1140°C por um tempo de 2 horas (Conjunto N° 1), e outro grupo não recebeu nenhum tratamento (Conjunto N° 2). Foram extraídas amostras dos conjuntos na região do cordão de solda com 55 mm de comprimento, 28 mm de largura e 15 mm de espessura e, foi realizada uma análise metalográfica. Foram percorridas as etapas de lixamento e polimento das amostras com a realização de um ataque químico eletrolítico com Hidróxido de sódio nos conjuntos para marcação da microestrutura.

Os corpos de prova foram usinados de acordo com as dimensões da norma ASTM A 370 para o ensaio de impacto tipo Charpy , polidos e submetidos a um ataque químico, com reagente a solução Água Régia para revelar a região do metal de adição, onde se realizou o entalhe em V. Foram retiradas amostras da parte superior e inferior das chapas referente ao cordão de solda, sendo identificadas respectivamente pelas letras A e B. Uma amostras de 10 mm por 10 mm do conjunto N° 2, sem tratamento térmico, foi retirada para realização do ensaio de difração de raios-X. Os dados obtidos foram estruturados sob a forma de uma tabela de valores contendo a intensidade da reflexão e os seus respectivos ângulos.

3. RESULTADOS E DISCUSSÕES

A composição química das placas fundidas, que foram utilizadas como metal base do processo de soldagem nesse estudo, foi obtida via espectrometria de emissão óptica por amostragem sólida. Os valores de composição encontrados e os valores previstos na norma podem ser observados na Tab. (1). Pelos valores é possível afirmar que todos os elementos da liga analisados atenderam aos requisitos estabelecidos pela norma ASTM A890/A890M para o grau 6A.

A Resistência Equivalente à corrosão por pite (PREN) foi calculada segundo a Equação (1) e o valor encontrado foi

de 41,44.

Tabela 1. Valores de composição química do metal de base (Valores em % em peso). C * Mn * Si * P * S * Cr Ni Mo Cu W N Nb Material 0,021 0,083 0,90 0,027 0,005 25,53 8,24 3,58 0,82 0,83 0,256 0,022 Norma 0,03 1,00 1,00 0,030 0,025 24,0 a 26,0 6,5 a 8,5 3,0 a 4,0 0,5 a 1,0 0,5 a 1,0 0,20 a 0,30 Não Espec * - Indica o percentual máximo do elemento químico em relação ao peso.

A Figura (1) apresenta a região de transição entre o metal de base e o metal de adição para a amostra solubilizada e resfriada em água após operação de soldagem. Não é possível observar precipitados de fases secundárias. Essa ausência ocorre no metal de adição, no metal de base e na região da zona afetada pelo calor (ZTA). É possível observar a região da matriz de ferrita (coloração azulada) no metal de base e uma fase alongada (forma de ilha) formada pela fase austenita. Nota-se que no metal de adição a fase da ferrita alterou sua coloração para marrom e a fase da austenita tem coloração branca. Também pode ser visto que o tamanho da austenita no metal de adição é menor que no metal de base, e a geometria da austenita no cordão de solda é ligeiramente diferente da austenita no metal de base.

Figura 1. Região de Transição entre o metal de base e o metal de solda do conjunto tratado termicamente após soldagem.

A Figura (2) mostra a região de transição da amostra que não sofreu o tratamento térmico de solubilização pós-soldagem. Nota-se que a morfologia da austenita difere da amostra tratada termicamente após soldagem, apresentando forma acicular alongada.

Figura 2. Região de Transição entre o metal de base e o metal de solda do conjunto sem tratamento térmico após soldagem. Matriz ferrítica Matriz autenítica Metal Base Metal de adição

100 μm

100 μm

No conjunto N° 2 que não sofreu tratamento de solubilização foi observada a ocorrência da austenita de Widmanstäten. Essa formação é apresentada em detalhe na Fig. (3), e verifica-se também a ocorrência de uma concentração de austenita secundária, extremamente fina e com extremidades agudas na região. Do ponto de vista mecânico esse tipo de morfologia provoca um estado de tensões tri-axial ao redor das pontas agudas, prejudicando a tenacidade ao impacto do material.

Figura 3. Região do metal de adição (solda) do conjunto sem tratamento térmico após soldagem onde pode ser observada a Austenita de Widmanstätten.

A Figura (4) mostra o detalhe da presença de regiões com austenita secundária precipitada na matriz ferrítica do metal de adição. A imagem foi obtida nas amostras retiradas na junta soldada sem tratamento térmico pós-soldagem. Nota-se também a austenita primária com morfologia acicular precipitada durante o resfriamento do processo de solidificação do metal de solda.

Figura 4. Detalhe no metal de adição (solda) do conjunto sem tratamento térmico após soldagem onde é possível observar a Austenita Secundária.

Para verificação do comportamento mecânico caracterizado pela modificação micro estrutural foram realizados ensaios mecânicos de impacto tipo Charpy. Foram realizados ensaios em duas temperaturas: 25°C e -46°C. A Tab. (2) apresenta todos os resultados dos ensaios de impacto realizados nos corpos de prova do Conjunto N° 1 e do Conjunto N° 2. Percebe-se que o tratamento térmico de solubilização proporcionou um aumento na tenacidade ao impacto do material, visto que a energia absorvida aumentou nos corpos de prova do Conjunto N° 1. Esse fenômeno ocorre por conta da dissolução e modificação da morfologia da austenita secundária e de Widmanstätten, respectivamente, reduzindo-se os pontos de concentração de tensão.

20 μm

100 μm

Tabela 2. Resultados obtidos nos ensaios de impacto dos Corpos de Provas dos Conjuntos N°1 e N°2. Conjunto Posição do CP Temperatura Charpy (J) Média (J) Desvio Padrão (J) 1 2 3 1 A 25 °C 155,0 172,7 157,0 161,6 7,9 1 B 25 °C 153,1 157,0 117,7 142,6 17,6 1 A - 46 °C 98,1 86,3 90,3 91,6 4,9 1 B - 46 °C 98,1 98,1 90,3 95,5 3,7 2 A 25 °C 82,4 127,6 117,7 109,2 19,4 2 B 25 °C 107,9 60,8 63,8 77,5 21,5 2 A - 46 °C 49,1 49,1 49,1 49,1 0,0 2 B - 46 °C 27,5 35,3 33,4 32,1 3,3

A Tabela (3) mostra os percentuais de redução de tenacidade ao impacto relacionado às médias dos valores encontrados nos conjuntos tratados e não tratados.

Tabela 3. Percentual de redução da tenacidade ao impacto dos conjuntos N°1 e N°2.

Conjunto Posição do CP Temperatura Média (J) Média (J) Conjunto Percentual de Redução

1 A 25 °C 161,6 152,08 38,62% 1 B 25 °C 142,6 2 A 25 °C 109,2 93,35 2 B 25 °C 77,5 1 A - 46 °C 91,6 93,55 56,63% 1 B - 46 °C 95,5 2 A - 46 °C 49,1 40,58 2 B - 46 °C 32,1

Para verificar se as fases encontradas na metalografia estão corretamente identificadas foram realizados análises por difração de raios-X. 40 50 60 70 80 90 100 110 120 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600                               IN T EN SID AD E ( cp s) ÂNGULO DE DIFRAÇÃO (º) 40 50 60 70 80 90 100 110 120 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600

Figura 5. Espectro de difração de raios-x de uma amostra do cordão de solda, sem tratamento térmico pós-soldagem.

A Figura (5) mostra o espectro de difração de raios-x de uma amostra do cordão de solda, sem tratamento térmico pós-soldagem. Como pode ser observado somente foram detectadas reflexões de famílias de planos cristalinos pertencentes à ferrita e à austenita. Nenhuma reflexão de planos cristalinos pertencentes a fases secundárias como Fases

Sigma (𝜎), Fases Chi (), Nitretos e Carbonetos de Cromo foi encontrada. Isso significa que o metal de adição, apesar

de não ter sofrido tratamento térmico de solubilização, apresentou microestrutura composta por ferrita e austenita, vindo a confirmar o resultado do ensaio por microscopia óptica.

A Figura (6) mostra o mesmo difratograma, porém, com as escalas de ambos os eixos ampliadas, com o intuito de verificar se existia algum pico de outra fase oculto no “ruído de fundo”. Nota-se que nenhum outro pico foi identificado, além daqueles já conhecidos das fases ferrita e austenita. Isso mostra que o heat input e a temperatura de interpasse adotados, não proporcionaram energia suficiente para a formação de fases secundárias por meio de difusão atômica.

40 45 50 70 80 90 100 110 120 0 50 100 150 200 250 300                               IN T EN SID AD E ( cp s) ÂNGULO DE DIFRAÇÃO (º) 40 45 50 70 80 90 100 110 120 0 50 100 150 200 250 300

Figura 6. Espectro de difração de raios-x de uma amostra do cordão de solda, sem tratamento térmico pós-soldagem e com a escala dos eixos ampliada.

4. CONCLUSÕES

 O correto procedimento de soldagem implica no controle do heat input e na temperatura de interpasse de tal forma a não formar precipitados tais quais: nitretos, carbonetos e/ou fases intermetálicas para não prejudicarem as propriedades mecânicas e a resistência à corrosão do material.

 A formação da austenita secundária, originada na solidificação do cordão de solda, é resultado da rápida troca de calor entre o metal de adição e o metal base. Essa morfologia da austenita secundária provoca diminuição na tenacidade ao impacto da junta soldada.

 Não foram detectadas, por microscopia óptica e nem por difração de raios-x, fases secundárias na microestrutura do metal de adição sem tratamento térmico pós-soldagem.

 A temperatura de solubilização de 1140 °C mostrou-se eficiente no que tange a dissolução da austenita secundária na matriz ferrítica e na alteração morfológica da austenita de Widmanstätten, aumentando a tenacidade ao impacto do material.

 O tratamento térmico de solubilização após o processo de soldagem apresentou um aumento na tenacidade ao impacto de 38,62% (Temperatura Ambiente) e 56,63% (Temperatura Criogênica de -46 °C).

 O tratamento térmico de solubilização após o processo de soldagem apresenta maior benefício nas aplicações criogênicas do material.

5. AGRADECIMENTOS

À Sulzer Brasil S/A pelo apoio no fornecimento dos materiais e laboratórios para execução desse trabalho, a Faculdade Anhanguera de Jundiaí que apoiou sua realização e aos professores que auxiliaram seu planejamento e execução.

6. REFERÊNCIAS

American Society For Testing and Materials - ASTM A800/A800M - Standards practice for steel casting, austenitic

alloy, estimating ferrite content thereof. Annual Book of ASTM Standards. 2. Ed.: Easton, v.01, 1999.

American Society For Testing and Materials MATERIALS - ASTM A890/A890M. Standard practice for castings,

iron-chromium-nickel-molybdenum corrosion resistant, duplex (austenitic/ferritic) for general application.

Annual Book of ASTM Standards. 2. Ed.: Easton, v.01, 1999.

Callister, W. D. Jr. Ciência e Engenharia de Materiais Uma Introdução. 5ª. ed. Rio de Janeiro: LTC, v. 1, 2002. Charles J.; Bernhardsson, S. Super duplex stainless steels: structure and properties. In: Duplex Stainless Steels’91,

Beaune, Proceedings. Ed: Charles, J.; Bernhardsson, S. Les Ulis, France, Les Éditions de physique, v.1, p.3-48, 1991.

Charles J. Super duplex stainless steels: structure and properties. In Duplex Stainless Steels’91, Beaune, Proceedings. Ed: Charles, J.; Bernhardsson, S. Les Ulis, France, Les Éditions de physique, v.1, p.151-168, 1991. Coolpaert, H. Metalografia dos Produtos Siderúrgicos Comuns. 4ª. ed. São Paulo: Blucher, v. 1, 2008.

Escriba D.M., Materna-Morris E., Plaut, R.L., Padilha, A.F. Chi-phase precipitation in a duplex stainless steel. Materials e Characterization, v. 60, n.11, p.1214-1219. 2009.

Gunn, R. N. Duplex stainless steels- Microstructures, properties and applications. Abington Publishing, Cambridge, England. 2003. 204p.

Maehara, Y. E. A. Effects of Alloying Elements on Sigma Phase Precipitation in Duplex Phase Stainless Steel. Metal

Science, v. 17, 1983.

Martins, M.; Casteletti, L.; Hara, P. Caracterização Microestrutural e Comportamento à Corrosão do Aço Inox Super Duplex ASTM A890 Gr. 6A. 59º Congresso Anual da ABM, 2004.

Nilson, J. O. Super duplex stainless steels. Materials Science of technology, v.8, n. 8, p.685-700,1992.

Solomon, H. D.; Devine, J. T. M. Duplex Stainless Steel - A Tale of Two Phases. In: Conference of the Duplex Stainless Steels; ASM, Metals Park 1982; Ohio. Ohio: ASM; 1982. p. 693-756.

7. DIREITOS AUTORAIS

EFFECT OF SOLUTION ANNEALING HEAT TREATMENT ON ASTM

A890/A890M, GRADE 6ª SUPER DUPLEX STAINLESS STEEL WELDED

JOINTS.

Bianca Savietto, bsavietto@gmail.com1

Henrique Reschioto, h_reschioto@hotmail.com1 Anderson B. da Silva, andersonbdsilva@hotmail.com1 Demétrius Médici, d_medici@hotmail.com1

Marcelo Martins, marcelo.martins@sulzer.com2 Fabio Gatamorta, fabio.gatamorta@gmail.com1

1_{Faculdade Anhanguera de Jundiaí, Rua do Retiro, 3000, Jundiaí – São Paulo.}

2_{Sulzer Brasil S/A, Av. Eng° João Fernandes Gimenes Molina, 905, Jundiaí – São Paulo.}

Abstract: Super duplex stainless steels are alloys based on Fe-Cr-Ni system that present a ferrite (CCC) and austenite

(CFC) mixed structure and have a PREN > 40. Exact amount of each phase depends on material chemical composition and heat treatment. These alloys have a high pitting corrosion resistance, mainly in water solution environments containing halogen as well as: chloride, bromide and iodide, very common on the sea water. Therefore, these materials are widely used on offshore platform components, where they are also exposed to diluted H2S e CO2 on sea water.

By constituting saturated solid solution, these steels are considered metastable according to thermodynamic point of view at room temperature. It means, stable structure at high temperature, became metastable at room and lower temperatures. Therefore, when these steels are submitted to heat they present a strong tendency to come back to thermodynamic equilibrium condition, that is, precipitating chromium and molybdenum rich secondary phases such as: sigma phase, “Chi” phase, chromium nitrides among others.

Welding process for super duplex stainless steels demand a hard heat input control, as well as the interpass temperature to minimize deleterious phases precipitations that reduce mechanical and chemical characteristics, when is not possible to do post welding heat treatment (PWHT).

The objective of this work was investigate the solution annealing heat treatment and water quench in the microstructure of ASTM A890/A890M Grade 6A super duplex stainless steel shielded metal arc welded joints in terms of microstructure and mechanical resistance.

It was observed that post welding heat treated joint showed higher absorbed energy rather than that one without this heat treated joint. At first sight, microstructural analysis made by optical microscopy presented no deleterious phase in the microstructure of welded joint without post welding heat treatment.