UFOP - CETEC - UEMG
REDEMAT
R
EDET
EMÁTICA EME
NGENHARIA DEM
ATERIAISUFOP – CETEC – UEMG
Dissertação de Mestrado
"Influência de Tratamentos Térmicos Pós Soldagem na Microestrutura e Propriedades Mecânicas de juntas de aço que atende ao grau API
5L X70Q Soldado pelo Processo SMAW"
Autor: Lívia Carla Silva de Araújo Orientador: Dr. Luíz Cláudio Cândido
Co-orientador: Dr. Vicente Braz da Trindade Filho
Outubro de 2013
UFOP - CETEC - UEMG
REDEMAT
R
EDET
EMÁTICA EME
NGENHARIA DEM
ATERIAISUFOP – CETEC – UEMG
Lívia Carla Silva de Araújo
"Influência de Tratamentos Térmicos Pós Soldagem na Microestrutura e Propriedades Mecânicas de juntas de aço que
atende ao grau API 5L X70Q Soldado pelo Processo SMAW"
Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para obtenção do título de Mestre em Engenharia de Materiais.
Área de concentração: Análise e Seleção de Materiais
Ouro Preto, outubro de 2013.
Catalogação: [email protected]
A659i Araújo, Lívia Carla Silva de.
Influência de tratamentos térmicos pós soldagem na microestrutura e propriedades mecânicas de juntas de aço que atende ao grau API 5L X70Q soldado pelo processo SMAW [manuscrito] / Lívia Carla Silva de Araújo. – 2013.
86f.: il. color., grafs., tabs.
Orientador: Prof. Luiz Cláudio Cândido.
Co-orientador: Prof. Vicente Braz da Trindade Filho.
Dissertação (Mestrado) - Universidade Federal de Ouro Preto. Escola de Minas. Rede Temática em Engenharia de Materiais.
Área de concentração: Análise e seleção de materiais.
1. Aço – Tratamento térmico - Teses. 2. Propriedades mecânicas - Teses.
3. Ligas de aço – Soldagem – Teses. I. Cândido, Luiz Cláudio. II. Trindade Filho, Vicente Braz da. III. Universidade Federal de Ouro Preto. IV. Título.
CDU: 624.014.2
DEDICATÓRIA
A minha família, meus pais Mary Silva e José Horácio de Araújo, minhas irmãs Nábia, Tércia e Cíntia, pelo apoio e incentivo constantes.
Ao Engenheiro Metalurgista e meu noivo Rodrigo Rangel Porcaro com quem pude sempre contar.
AGRADECIMENTOS
À Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior (CAPES) pela concessão da bolsa de estudos em grande parte da realização deste projeto.
Aos Doutores e professores orientadores Dr. Luíz Cláudio Cândido e Dr. Vicente Braz da Trindade Filho pela grande dedicação, sempre me guiando e abrindo caminho para novas descobertas e oportunidades.
À empresa VSB – Vallourec e Sumitomo Tubos do Brasil, em especial Dr. Vicente Braz da Trindade Filho e funcionários do Laboratório Mecânico e Metalografia: Douglas Figueiredo, Júnia Ananias, Idelmar Oliveira, Adelino Silva, Rodrigo Silva, Rogério Santos, Faradey Marques, Elaine Reis, Alan Oliveira, pela ajuda e parceria que nos proporcionou um trabalho de grande relevância.
Aos Técnicos Administrativos do DEMET, Graciliano e Paulo, pela colaboração na parte experimental desta dissertação.
A todos que indiretamente contribuíram para o sucesso da realização deste trabalho.
ÍNDICE
RESUMO ... XIX
ABSTRACT ... XX
1. INTRODUÇÃO ... 1
2. OBJETIVOS ... 4
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 5
3.1. Aços de Alta Resistência Mecânica e Baixa Liga (ARBL) ... 5
3.1.1. “American Petroleum Institute” – API 5L ... 6
3.2. Processo de Fabricação de Tubos Sem Costura ... 7
3.3. Tratamentos Térmicos de Têmpera e Revenimento ... 10
3.4. Soldagem por Eletrodo Revestido ... 13
3.5. Produtos de Transformação da Austenita ... 14
3.6. Classificação das Microestruturas e Terminologia ... 16
3.6.1 Regime de transformação reconstrutivo ... 17
3.6.2 Regime de transformação displacivo ... 20
3.7. Microestruturas da ZTA ... 32
3.7.1 Regiões da ZTA ... 32
3.8. Influência da ferrita acicular e do constituinte M-A na tenacidade de juntas soldadas ... 36
3.8.1 Influência do constituinte M-A no mecanismo de fratura ... 38
4. MATERIAIS E MÉTODOS ... 41
4.1. Metal Base ... 42
4.2. Tratamento Térmico de Têmpera e Revenimento ... 43
4.3. Procedimento de Soldagem ... 44
4.4. Tratamentos Térmicos Pós-Soldagem ... 46
4.4.1 Normalização ... 46
4.5.2 Microscopia Eletrônica de Varredura ... 48
4.6. Ensaios Mecânicos ... 49
4.6.1 Ensaio de Tração ... 49
4.6.2 Ensaio de Impacto ... 50
4.6.3 Ensaio de Microdureza Vickers ... 51
4.7. Retirada dos Corpos de Prova ... 52
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO ... 53
5.1. Análise Química ... 53
5.2. Caracterização Microestrutural ... 53
5.2.1 Metal Base ... 53
5.2.2 Junta Soldada ... 57
5.2.1 Junta Soldada e Normalizada ... 61
5.2.1 Junta Soldada Tratada a 600°C ... 64
5.3. Metalografia Quantitativa ... 67
5.4. Propriedades Mecânicas ... 67
5.4.1 Ensaio de Microdureza... 67
5.4.2 Ensaio de Tração ... 69
5.4.3 Ensaio de Impacto Charpy ... 72
6. CONCLUSÕES ... 78
7. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ... 80
8. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ... 81
LISTA DE FIGURAS
Figura 3.1 – Relação entre deformação e limite de escoamento de vários tipos de aços, baixa, alta, e ultra alta resistência mecânica ... 5 Figura 3.2 – Esquema das etapas de laminação de tubos pelo Processo Mannesmann ... 7 Figura 3.3 – Esquema das etapas do Processo Mannesmann (a) aspecto bidimensional e (b) aspecto tridimensional do processo ... 8 Figura 3.4 – Distribuição das deformações ao longo do bloco para produção de tubos sem costura ... 9 Figura 3.5 – Micrografia observada em MEV da martensita revenida a 594ºC. As partículas pequenas são cementita e a matriz ferrita α, 9300x ... 12 Figura 3.6 – Esquematização do processo de soldagem por eletrodo revestido... 13 Figura 3.7 – Curva de resfriamento contínuo esquemática para metal de solda de aço microligado de baixo carbono ... 16 Figura 3.8 – Ilustração de ferritas primárias alotrimórficas e idiomórfica ... 17 Figura 3.9 – Micrografias e reconstrução em 3D de ferrita idiomórfica formada após reação isotérmica a 600°C durante 40s. Em (a) e (b) são apresentados ferritas idiomórficas e em (c) e (d) tem-se a reconstrução 3d das estruturas apresentados em (a) e (b) ... 18 Figura 3.10 – Seis seções subsequentes igualmente espaçadas da ferrita idiomórfica mostrada na Figura 3.9(d) ... 19 Figura 3.11 – Microestrutura de uma material soldado apresentando: (1) Perlita grossa, (2) fino agregado ferrita carboneto, (3) perlita sem resolução por microscopia óptica ... 20 Figura 3.12 – Ilustração de ferrita de Widmanstatten primária e secundária. ... 21 Figura 3.13 – Micrografias de aço baixo carbono e baixa liga e reconstrução em 3D de
sequenciais. Em c e d, reconstrução em 3D da ferrita número 1 da Figura a. Em e, ferrita de Widmanstatten secundária e em f e g, reconstrução em 3D dessa estrutura ... 22 Figura 3.14 – Ilustração de feixes de bainita e subunidades ... 23 Figura 3.15 – Feixes de bainita inferior e superior na ZTA de em um aço com 0,17% C, 1,0% Mn de aço soldado a “laser” (1) Bainita inferior com partículas de carboneto dentro de subunidades; (2) Bainita superior com carboneto alinhado, (3) Ferrita bainítica com carbonetos não alinhados ... 24 Figura 3.16 – Placas de martensita em metal de solda obtida a “laser” de aço com 0,13% de carbono. A seta indica placas de martensita com elevada distribuição de discordâncias ... 25 Figura 3.17 – Martensita maclada ou lenticular em metal de solda a laser de aço com 0,27% de carbono. A seta indica martensita lenticular com subestrutura maclada. ... 26 Figura 3.18 – Micrografia em metal de solda de aço baixo carbono apresentando ferrita acicular (αa) típica, ferrita primária de contorno de grão (α) e ferrita de Widmanstatten (αw)... 27 Figura 3.19 – Diagrama esquemático para os diferentes mecanismos que retardam a transformação bainítica para obtenção de ferrita acicular como principal constituinte: (a) efeito do tamanho de grão austenítico. (b) contorno de grão austenítico preenchido com ferrita alotriomórfica: enriquece a austenita em frente à interface α/γ em carbono, tornando a interface “envenenada”. (c) presença de inclusões eficientes para a nucleação de ferrita acicular... 28 Figura 3.20 – Representação esquemática da nucleação intragranular de ferrita em inclusão de Ti2O3 ... 29 Figura 3.21 – Micrografias de metais de solda. a) ferrita intragranular primária de Widmanstatten em aço C-Mn. b) Ferrita intragranular primária de Widmanstatten e acicular em aço microligado ao Ti-Mo-B, (THEWLIS, 2004). ... 29 Figura 3.22 – Micrografias de ZTA ilustrando as morfologias do constituinte M-A. a) Micrografia óptica de IC CG ZTA com a presença de M-A massivo em contorno de grão
austenítico prévio. b) Micrografia por microscopia eletrônica de transmissão de CG ZTA indicando a presença de constituinte M-A alongado entre placas de ferrita bainítica ... 31 Figura 3.23 – Diagrama esquemático das regiões da zona termicamente afetada de um aço com 0,15% de carbono soldado em passe único ... 33 Figura 3.24 - Representação esquemática dos ciclos térmicos de dois pontos genéricos (1 e 2) da ZTA de uma solda de múltiplos passes ... 35 Figura 3.25 – Adaptação de esquema ilustrativo da soldagem (a) de único passe e (b) multipasses ... 35 Figura 3.26 – Efeito da proporção de ferrita acicular do metal de solda na energia absorvida em ensaio de impacto Charpy e na temperatura de transição para aço com 600MPa de resistência mecânica ... 37 Figura 3.27 – Diagrama esquemático mostrando mecanismo proposto pelo qual microconstituinte M-A conectado, ou quase conectado, inicia a trinca por clivagem ... 39 Figura 3.28 – a) Micrografia óptica após ataque Le Pera revelando a “decoração” dos contornos de grão austeníticos prévios com constituinte M-A. b) Fractografia por MEV de corpo de prova de ensaio CTOD, a seta indica partícula M-A massiva que deu origem a trinca por clivagem ... 40 Figura 4.1 – Diagrama esquemático para as diferentes condições analisadas e nomenclaturas utilizadas... 41 Figura 4.2 – Material seccionado na condição como recebido... 42 Figura 4.3 – Forno de austenitização e tanque de água para resfriamento rápido (Têmpera) utilizado para os tratamentos térmicos do Laboratório Mecânico da Empresa VSB. ... 43 Figura 4.4 – Gráfico esquemático para os ciclos de tratamento térmico de têmpera e revenimento para adequação ao grau X70Q para o metal base (MB). ... 44 Figura 4.5 – Representação esquemática de um chanfro em V a 60º e dimensões da junta
Figura 4.6 – Ilustração do perfil de solda adotado no procedimento de soldagem das chapas do material API 5L X70Q apresentando o número de passes aplicados. ... 45 Figura 4.7 – Gráfico esquemático para o tratamento térmico de normalização no metal base (MB-N) e no metal de solda (CS-N). ... 46 Figura 4.8 – Gráfico esquemático para o tratamento térmico a 600°C no metal base (MB- 600°C) e no metal de solda (CS-600°C)... 47 Figura 4.9 – Representação esquemática dos corpos de prova para ensaio de tração de seção retangular (a) metal base e (b) junta soldada. ... 49 Figura 4.10 – Fotografias da máquina para a realização do ensaio de impacto e cuba para resfriamento dos corpos de prova. ... 50 Figura 4.11 – Representação esquemática das dimensões dos corpos de prova para ensaio de impacto Charpy. ... 51 Figura 4.12 – Representação esquemática dos perfis de microdureza Vickers realizados nas regiões da solda (passes de raiz, enchimento e acabamento). ... 51 Figura 4.13 – Representação esquemática da disposição para a retirada de corpos de prova das juntas soldadas. ... 52 Figura 5.1 – Fotomicrografia ópitca do material base laminado na condição como fornecido (ML). Ataque Nital 5%, 500x. ... 54 Figura 5.2 – Fotomicrografia óptica do metal base após tratamentos de têmpera e revenimento (MB). Ataque Nital 5%, 500x. ... 54 Figura 5.3 – Fotomicrografias por MEV do metal base após tratamento térmico de têmpera (a) e revenimento (b). Ataque Nital 5%, 4000x. ... 55 Figura 5.4 – Fotomicrografia óptica do metal base após tratamento térmico de normalização (MB-N). Ataque Nital 5%, 500x. ... 55 Figura 5.5 – Fotomicrografias óptica do MB após tratamento térmico a 600°C. Ataque Nital 5% (a) 500x e (b)1000x. ... 56
Figura 5.6 – Fotomicrografia óptica do MB após tratamento de têmpera e revenimento.
Ataque Le Pera, 40x. ... 57 Figura 5.7 – Fotomicrografia óptica do metal de solda (região central do cordão de solda) na condição como soldado (CS). Aspecto típico da microestrutura de metal de solda: ferrita primária (FP), ferrita com segunda fase (FS) e ferrita acicular (FA). Ataque Nital 5%, 500x. ... 58 Figura 5.8 – Fotomicrografia óptica de uma região da ZTA/Zona Fundida (região central da junta) do material como soldado (CS). Em destaque a região de crescimento de grão da ZTA (GG ZTA). Ataque Nital 5%, 200x. ... 58 Figura 5.9 – Fotomicrografia óptica de uma região da zona fundida (passe de enchimento) do material como soldado (CS). Em destaque algumas partículas brancas que podem ser constituinte M-A e/ou agregados ferrita carbonetos. Ataque Le Pera, 400x. ... 59 Figura 5.10 – Fotomicrografias ópticas de regiões do metal de solda na condição como soldado. Ataque Le Pera. a) Interface ZTA/Passe de reforço da raiz, 40x e b) Interface ZTA/Passe de reforço da raiz, 400x. ... 59 Figura 5.11 – Fotomicrografia de região do metal de solda na condição como soldado (CS).
Ataque Le Pera. FC: ferrita-carbonetos e M-A: martensita/austenita retida. 6.000x, MEV.
... 60 Figura 5.12 – Fotomicrografia da região do metal de solda na condição como soldado.
Ataque Le Pera, 1500x. Destaque para seta indicando indentação próxima a um constituinte não atacado pelo reagente Le Pera, MEV. ... 61 Figura 5.13 – Fotomicrografia óptica de uma região da ZTA/Zona Fundida/Metal Base do material soldado e submetido a tratamento térmico de normalização (CS-N). Em destaque a região de grãos grosseiros reaquecida na região de grãos grosseiros (CG CG ZTA). Grãos equiaxiais de ferrita e perlita. Ataque Nital 5%, 100x... 62 Figura 5.14 – Fotomicrografia óptica de uma região metal de solda/metal base do material
Figura 5.15 – Fotomicrografia de uma região da zona fundida do material soldado e submetido a tratamento térmico de normalização. Ataque Le Pera. a) 4000x; b) 7500x. M- A-B: agregado martensita/austenita retida/bainita, MEV... 63 Figura 5.16 – Fotomicrografia óptica de uma região da ZTA/Zona Fundida (região central da junta) do material soldado e tratado termicamente a 600°C (CS-600°C). Ataque Nital 5%, 200x. ... 64 Figura 5.17 – Fotomicrografia óptica de uma região da zona fundida do material soldado e tratado termicamente a 600°C (CS-600°C). Ataque Le Pera, 800x. ... 65 Figura 5.18 – Fotomicrografias ópticas de regiões do metal de solda na condição soldado e submetido a tratamento térmico a 600°C(CS-600°C). (a) ZTA e (b) Passe de reforço da raiz. Ataque Le Pera, 800x. ... 65 Figura 5.19 – Fotomicrografia por MEV de região da zona fundida na condição soldado e submetido a tratamento térmico a 600°C. Ataque Le Pera, 3000x. ... 66 Figura 5.20 – Perfis de microdureza, (a) passe de acabamento; (b) passe de enchimento; (c) passe de raiz. MB: Metal Base; ZTA: Zona Termicamente Afetada; ZF: Zona Fundida; CS:
Como Soldado; CS-N: Como Soldado e Norrnalizado; CS-600°C: Como soldado submetido a 600°C. ... 69 Figura 5.21 - Ensaio de tração nas condições analisadas. ... 71 Figura 5.22 – Energia absorvida em função da temperatura de ensaios de impacto para o material base, nas condições ML, MB, MB-N e MB-600°C. ... 73 Figura 5.23 – Energia absorvida em função da temperatura de ensaios de impacto para o material soldado com entalhe na zona fundida, nas condições CS, CS-N e CS-600°C. ... 74 Figura 5.24 – Energia absorvida em função da temperatura de ensaios de impacto para o material soldado com entalhe na zona termicamente afetada, nas condições CS, CS-N e CS-600°C. ... 75
Figura 5.25 – a) Fractografias de corpos de prova ensaiados em impacto a -50°C; (a) MB;
(b) CS com entalhe na zona fundida; (c) CS com entalhe na zona fundida, 400x, MEV; (d) CS com entalhe na zona fundida, 1.600x, MEV. ... 76
LISTA DE TABELAS
Tabela IV.1 – Composição química especificada para tubo sem costura relativo ao grau API 5L X70Q, PSL2, (Adaptação API 5L, 2007). ... 42 Tabela IV.2 – Propriedades mecânicas especificadas para o grau API 5L X70, PSL2, (Adaptação API 5L, 2007)... 43 Tabela IV.3 – Parâmetros e valores/dados de soldagem utilizados. ... 45 Tabela IV.4 – Composição química em porcentagem em massa especificada para eletrodos usados no processo de soldagem. ... 46 Tabela V.1 – Composição química do metal de solda. ... 53 Tabela V.2 – Valores de indentações realizadas dentro de constituintes M-A por microdureza Vickers. ... 61 Tabela V.3 – Porcentagem de constituintes presentes na zona fundida na condição como soldado (CS) e com tratamento pós-soldagem (CS-600°C). ... 67 Tabela V.4 – Resultados do ensaio de tração. ... 70 Tabela V.5 – Energia absorvida em ensaios de impacto. ... 77
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
API – “American Petroleum Institute”;
ARBL – Aços de Alta Resistência Mecânica e Baixa Liga;
ASME – “American Society of Mechanical Engineers”;
ASTM A 370 – “Standard Test Methods and Definitions for Mechanical Testing of Steel Products”;
AWS – “American Welding Society”;
CCC – Cúbico de corpo centrado;
CEIIW – Carbono equivalente de acordo com o Instituto Internacional de Soldadem;
CEPcm – Parâmetro de trincamento modificado para determinação do carbono equivalente CFC – Cúbico de face centrada;
CS – Como soldado;
CS-N – Junta soldada submetida ao tratamento térmico de normalização;
CS-600°C – Junta soldada submetida ao tratamento térmico de 600°C;
CTOD – “Crack Tip Opening Displacement”;
EDS – “Energy Dispersive Spectroscopy”;
EUA – Estados Unidos da América;
FA – Ferrita acicular;
ZF – Zona fundida;
FC – Agregado ferrita-carbonetos;
FP – Ferrita primária;
FP(G) – Ferrita primária de contorno de grão;
FS (A) – Ferrita com segunda fase alinhada;
FS – Ferrita com segunda fase;
HAZ – “Heat Affected Zone”;
HSLA – “High-strength low-alloy steel”;
HV – “Hardness Vickers” (Dureza Vickers);
IIW – “International Institute of Welding” ( Instituto Interncional de Soldagem);
LE – Limite de escoamento;
LR – Limite de resistência;
MB – Metal Base submetido ao tratamento térmico de têmpera e revenimento;
MB-N – Metal base normalizado;
MB-600°C – Metal base tratado a 600°C;
MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura;
ML – Metal como laminado;
MO – Microscopia óptica;
PSL1 – “Product Specification Level One”;
PSL2 – “Product Specification Level Two”;
SMAW – “Shielded Metal Arc Welding” (processo de soldagem a arco elétrico com eletrodo revestido);
TCC – Tetragonal de corpo centrado;
TMCP – “Thermomechanical Controlled Process”;
VSB – Vallourec & Sumitomo Tubos do Brasil;
ZF – Zona Fundida;
ZFL’s – Zonas frágeis localizadas;
ZTA – Zona Termicamente Afetada.
RESUMO
Os aços que atendem a Norma API 5L – Specification for Line Pipe, são aplicados na construção de malhas dutoviárias para transporte de óleo e gás desde as regiões produtoras até os centros consumidores. Atualmente, grande parte das pesquisas relacionadas aos materiais utilizados na confecção de dutos está direcionada a graus de aços de maior valor de limite de resistência, como o grau API 5L X70Q. Mas ainda é escasso o estudo relacionado a tubos sem costura (seamless pipes). Durante a montagem de dutos, os tubos podem ser soldados pelo processo eletrodo revestido (SMAW) e podem sofrer aquecimento indutivo para curvamento e adequação à topografia do terreno, processo que pode alterar a microestrutura dos constituintes presentes no cordão de solda e zona termicamente afetada (ZTA). Neste trabalho foram obtidas juntas soldadas pelo processo SMAW, a partir de um aço fabricado por laminação a quente, que atende ao grau API 5L X70Q após os tratamentos térmicos de têmpera e revenimento. As juntas foram submetidas a tratamentos térmicos pós-soldagem nas temperaturas 920°C e 600°C, com o objetivo de avaliar seus efeitos nas propriedades mecânicas e na microestrutura do material. Foram realizados ensaios de tração, impacto Charpy, e microdureza, além de caracterização metalográfica em microscópio óptico e microscopia eletrônica de varredura nas amostras de metal base e nas juntas como soldadas e após os tratamentos térmicos. O tratamento térmico de normalização (920°C) promoveu a formação de estrutura ferrita/perlita, com consequente redução na resistência mecânica das juntas soldadas até valores inferiores aos especificados para o material X70Q, não sendo, portanto, indicado para esse tipo de material. Porém, o tratamento térmico a 600°C mostrou-se viável na redução da fração volumétrica do constituinte Martensita/Austenita (M-A) e agregados Martensita/Austenita Retida/Bainita (M-A-B), sem reduzir de forma significativa a resistência mecânica das juntas e com relativo ganho na tenacidade ao impacto na ZTA e na zona fundida.
ABSTRACT
Pipelines for oil and gas conduction are manufactured of steel tubes that meet the API 5L requirements. Currently, much of the research related to the materials used in this industry is target to steels with higher tensile strength such as API 5L X70Q. But studies related to seamless pipes remains rare. During the manufacture of the pipelines, the pipes are usually welded by the SMAW process and may be heated by the inducted bending process to fit the topography of the land, processes that can change the proportion or morphology of the constituents in the heat affected zone (HAZ). The present study used an API 5L X70Q seamless steel manufactured by the Mannesmann Process to produce weld joints by the SMAW process. The joints were subjected to post weld heat treatments in the temperatures of 920°C and 600°C, to evaluate its effects in the mechanical properties and microstructure. Mechanical tests which included tensile test, Charpy impact and microhardness were applied, in addition to microstructure evaluation in the joints as welded and after heat treatments. The results showed that the first heat treatment (920°C) promoted the formation of structure ferrite/pearlite, which reduced the mechanical properties to values under the specified for materials API grade X70Q, therefore this treatment is not indicated for such material. The second heat treatment (600°C) was feasible in reducing the volume fraction of the Martensite-Austenite (M-A) and Martensite-Austenite-Bainite (M-A-B) constituents, without significant reduction in mechanical strength of the welded joints and with significant gain in impact toughness in the HAZ and in the weld metal.
1. INTRODUÇÃO
Os aços que atendem a Norma API 5L “Specification for Line Pipe” são aplicados para a construção de malhas dutoviárias para transporte de óleo e gás desde as regiões produtoras e sua distribuição até os centros consumidores. Para a construção dos dutos são aplicados aços de Alta Resistência Mecânica e Baixa Liga, mais conhecidos como os aços ARBL (ou HSLA – “High Strength Low Alloy”), que apresentam altas propriedades mecânicas como “elevada” resistência mecânica a tração e alta tenacidade à fratura, permitindo assim, pressões elevadas de operação e altas taxas de transmissão de óleo e gás e espessuras menores de parede.
Atualmente, grande parte das pesquisas relacionadas aos materiais utilizados na confecção de dutos está relacionada a graus de aços de maior valor de limite de resistência por tração, como o grau API 5L X70Q. Mas ainda é escasso o estudo direcionado a tubos sem costura (“seamless pipes”), uma técnica bastante moderna e complexa para a produção de tubos laminados a quente, seguido ou não de tratamento térmico.
Para a confecção de dutos de grande espessura e que precisam apresentar alta resistência mecânica à tração, o fabricante deve estabelecer e seguir procedimentos que visam: composição química mais restrita com adição de elementos de liga como Nb, Ti e V; teor de carbono mais baixo para conseguir atender requisitos de carbono equivalente, o que influencia diretamente na soldabilidade destes tubos e também na melhora na absorção de energia durante o ensaio de impacto Charpy. Estas premissas não apenas mostram a necessidade dos aços e das juntas soldadas possuírem uma temperatura de transição a mais baixa possível, para uso em regiões mais frias.
O aço que atende ao grau API 5L X70Q, onde a letra Q significa que o estado de fornecimento é temperado e revenido em inglês “Quenched and Tempered”, apresenta estrutura composta por martensita revenida, que por sua vez, quando as chapas são submetidas ao processo de soldagem, mudanças estruturais ocorrem especialmente na zona termicamente afetada (ZTA) devido aos ciclos térmicos de multipasses que ocorrem durante a soldagem; estas mudanças resultam na formação de novas estruturas ou em alteração da fração volumétrica de fases/constituintes como a ferrita acicular, a bainita, ferrita poligonal, ferrita de Widmanstatten, constituinte Martensita/Austenita (M-A)
e tenacidade à fratura, devido a presença de ferrita acicular e ferrita poligonal de granulometria muito fina.
A maioria dos processos de fabricação que requer soldagem procura utilizar processos mecanizados que ofereçam grande produtividade, alta qualidade e produção a baixo custo. Segundo GORNI et al. (2009) por estas razões, o processo de soldagem manual a arco com eletrodo revestido, tem sido substituído onde for possível. Entretanto a simplicidade e a característica do processo SMAW em alcançar áreas de acesso restrito significa que este ainda encontra uso considerável em certas aplicações e situações como na soldagem de peças de grande porte, navios, aviões e soldagem “em campo”, onde serviços de suporte e proteção com gás, água de refrigeração e outras necessidades se encontram fora de alcance.
A análise e estudo dos constituintes das juntas soldadas são de suma importância para o aprimoramento da qualidade da solda e em consequência das propriedades mecânicas dos materiais.
Os tubos utilizados na construção de dutos sofrem curvamento a frio ou a quente a fim de adequar o duto a declividade do terreno. De acordo com BATISTA (2005), as curvas por indução são utilizadas com regularidade para o desvio de direção do transporte dos fluidos e para alivio de tensões térmicas, aplicando-se juntas de expansão.
Durante o curvamento a quente, segundo BATISTA et al. (2003) e BATISTA (2005), os dutos são submetidos a temperaturas que podem ultrapassar a 1000°C, por mais de 2min. Apesar do curto tempo, podem ocorrer transformações da austenita em ferrita, perlita, bainita, martensita decorrente do resfriamento rápido imposto por jatos de água, dependendo da composição química do aço. A parte curvada do duto e ainda as extremidades retas podem sofrer um tratamento posterior ao curvamento a quente, para alcançar propriedades mecânicas desejáveis. O mais comum é o tratamento térmico de revenimento, o que não somente altera a microestrutura da região curvada, aquecida até a temperatura de austenitização seguido de resfriamento em água, como também a parte reta que não sofreu com o ciclo térmico imposto.
Baseado no que foi exposto, neste trabalho empregaram-se tratamentos térmicos após o processo de soldagem, em amostras de juntas soldadas de um aço que atende ao grau API 5L X70Q nas temperaturas de 920°C (normalização) e 600°C (revenimento).
Para este estudo buscou-se a analisar a influência das temperaturas empregadas nos tratamentos térmicos nas propriedades mecânicas de tubos API 5L X70Q utilizados na
construção de dutos e soldados pelo processo de eletrodo revestido, com objetivo de induzir a formação de diferentes microestruturas e, posteriormente, caracterizá-las. Foi possível determinar a formação de microestruturas para este aço nessa faixa de temperatura e pôde-se assim, aconselhar ou desaconselhar tratamentos térmicos na faixa de temperatura em que se estudou, em função da microestrutura resultante, assim como observar se tais microestruturas possibilitaram favorecer ou não propriedades mecânicas desejáveis.
2. OBJETIVOS
Objetivos Gerais
O presente trabalho teve como objetivo avaliar o efeito da temperatura de tratamento térmico pós-soldagem (920°C e 600°C) na microestrutura e no comportamento mecânico de juntas soldadas de tubos de um aço API 5L que atende ao grau API X70Q.
Objetivos específicos
Para a caracterização microestrutural e mecânica do aço que atende ao grau API X70Q foram utilizadas as seguintes técnicas: análise química, macrografia, microscopia óptica e eletrônica de varredura e ensaios mecânicos: microdureza, tração e ensaio de impacto Charpy em diferentes temperaturas.
A partir da morfologia e da microdureza da região soldada, além dos resultados dos ensaios mecânicos, esperou-se determinar como os tratamentos térmicos pós-soldagem de normalização a 920°C e a 600°C influenciaram no aparecimento e proporção de alguns constituintes nas juntas soldadas; e consequentemente, suas relações com variações na resistência mecânica por tração e tenacidade ao impacto.
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1. Aços de Alta Resistência Mecânica e Baixa Liga (ARBL)
A necessidade de desenvolvimento de aços que permitissem redução do peso e dos custos de transporte para a construção de dutos de grandes diâmetros levou ao surgimento dos aços de Alta Resistência Mecânica e Baixa Liga (ARBL). A evolução desses materiais está diretamente ligada à correlação entre estrutura e propriedades mecânicas dos aços.
O desenvolvimento de tubos de alta resistência mecânica tem como base os aços microligados, conhecidos também como aços de alta resistência e baixa liga, de acordo com ENGL (2001). Estes aços possuem teores em massa de carbono variando de 0,06% a 0,25%, manganês até 1,90% e quantidades de cromo (Cr), níquel (Ni), molibdênio (Mo), cobre (Cu), nitrogênio (N), vanádio (V), nióbio (Nb) e titânio (Ti) combinadas, raramente excedendo a 0,1% o teor de cada elemento individualmente e sem ultrapassar um total de 8% em peso da composição.
Na Figura 3.1 são mostrados os vários tipos de aços de baixa, alta e ultra alta resistência mecânica que as siderúrgicas atualmente fornecem para variadas aplicações.
Figura 3.1 – Relação entre deformação e limite de escoamento de vários tipos de aços, baixa, alta, e ultra alta resistência mecânica. IF: Interstitial Free; Mild: Low carbon steel; IF HS: Interstitial Free High Strength; IS: Isotropic; BH: Bake Hardening; TRIP: Transformation Induced Plasticity; DP-CP:
Dual Phase-Complex Phase; MART: Martensite, (Adaptação ULSAB, 2005).
Limite de escoamento (MPa)
Deformação (%)
Como pode ser observado na Figura 3.1, os aços ARBL possuem limite de escoamento variando entre 250MPa a 650MPa. O nível de resistência destes aços é obtido por uma estrutura bastante refinada, como por exemplo martensita revenida, associado com a precipitação de carbonitretos formados e pela adição de elementos que causam um endurecimento adicional por solução sólida.
3.1.1. “American Petroleum Institute” – API 5L
O “American Petroleum Institute” – API (Line Pipes Onshore e Offshore) é um órgão que classifica os aços estruturais de acordo com sua aplicação e propriedades mecânicas. Os aços para confecção de tubos representam a família API 5L, apresentando subdivisões que são classificadas de acordo com a composição química e propriedades mecânicas. Em princípio, a utilização de aços com altas propriedades mecânicas contribui para a redução de custos totais dos projetos dos dutos.
Na indústria de petróleo, óleo e gás são muito utilizados tubos confeccionados em aços microligados para atendimento à Norma API 5L. Esta norma, de fabricação de tubos para condução de fluidos em pipelines, especifica composição química a base de elementos microligantes para os graus, cuja tensão limite de escoamento varia de 290MPa a 552 MPa, X42 a X80. Nos aços ARBL a ação dos elementos microligantes pode ocorrer durante o trabalho termomecânico, no atraso da recristalização da austenita Colpaert (2008), especialmente no caso de tubos com costura; ou garantindo a temperabilidade no tratamento térmico, principalmente para tubos sem costura; nos dois casos anteriores favorecendo o refino de grão como ressalta MUTHMANN e GRIMPE (2006). Destaca-se nos aços ARBL o baixo teor de carbono, em consequência baixo carbono equivalente e alta soldabilidade.
Nas versões mais recentes da especificação API 5L tem-se ainda dois níveis de especificação para produtos, PSL1 e PSL2, sendo que a diferença básica entre um nível e outro, é o rigor no detalhamento e nos requisitos técnicos exigidos. Os tubos que se encontram enquadrados no nível PSL2 devem atender a um controle mais rigoroso da composição química do material e valores definidos de energia absorvida ao impacto Charpy, limite de escoamento e de resistência à tração. A melhor escolha entre os graus de aço dependerá das condições de trabalho e operação do duto.
3.2. Processo de Fabricação de Tubos Sem Costura
O principal processo de fabricação de tubos sem costura por laminação a quente é o Processo Mannesmann – Laminador Oblíquo. A Figura 3.2 ilustra as diferentes etapas do processo de laminação.
Figura 3.2 – Esquema das etapas de laminação de tubos pelo Processo Mannesmann, (BELLOTO, 2011).
As matérias primas para a confecção dos tubos sem costura são blocos maciços de aço, aquecidas em um forno de soleira rotativa. De acordo com BELLOTO (2011) depois de recebidas as barras da aciaria, estas são cortadas em seguimentos dando origem aos blocos, estes são encaminhadas ao forno rotativo, e aquecidos por zonas de temperatura, a velocidade de aquecimento pode chegar a 1min por milímetro de diâmetro do bloco. A temperatura pode variar de 1050°C a 1270°C. O tempo de permanência dos blocos no forno depende do diâmetro e aço utilizado.
A perfuração dos blocos ocorre no Laminador Oblíquo conforme Figura 3.3, no qual o giro dos dois cilindros de geometria duplo-cônica causa tensões de cisalhamento no centro do bloco, dando origem a uma cavidade axial, por efeito de compressão no corpo sólido. Os cilindros inclinados giram no mesmo sentido e por esse motivo o bloco é obrigado a se mover na direção de um mandril estacionário.
Figura 3.3 – Esquema das etapas do Processo Mannesmann (a) aspecto bidimensional e (b) aspecto tridimensional do processo, (Adaptação PATER et al., 2012).
A cavidade axial é expandida e sua superfície alisada pela ponta de perfuração. Na Figura 3.4 podem ser observadas as distribuições de tensão calculadas para determinadas fases do processo de perfuração. A partir dos resultados apresentados na Figura 3.4, obtidos nos estudos de PATER et al. (2012), observa-se que a distribuição de deformação,
Roldana guia
Roldana guia Cilindro
Cilindro Mandril
Barra
para seções transversais do tubo laminado, tem um padrão característico em forma de anéis. No entanto, a maior deformação está presente nas camadas externas, devido ao intenso fluxo de material causado pelas forças de fricção presentes nas superfícies de contato entre cilindro / bloco e roldana guia / bloco.
Figura 3.4 – Distribuição das deformações ao longo do bloco para produção de tubos sem costura, (PATER et al., 2012).
A “lupa” ou bloco perfurado passa pelo Laminador Redutor de Lupas que possui cadeiras de laminação subsequentes cada uma com três cilindros dispostos a 120º, trabalhando o diâmetro externo pelos passes de laminação intermediários. Entre uma cadeira e outra esse conjunto de cilindros apresenta uma rotação de 60º, de tal modo que o encontro entre dois cilindros em uma dada cadeira se torna o fundo de um cilindro na cadeira seguinte. Esse laminador, de acordo com FERRAZ (2009), não possui ferramenta interna, portanto a espessura de parede permanece praticamente a mesma.
De acordo com BELLTO (2011) para o processo de conformação interna da parede do tubo utiliza-se um mandril com fosfato de zinco, determinando-se a parede interna e
diminuição de empenamento durante a passagem da lupa pelo lamindor contínuo. A seguir a lupa passa pelo leito de resfriamento até que resfrie totalmente.
Segundo FERRAZ (2009) a lupa passa pelo forno de reaquecimento com soleira caminhante e em seguida é desenfornada, a lupa passa pelo descarepador hidráulico seguindo para o Laminador Redutor Estirador, este pode trabalhar com até vinte e quatro cadeiras, cada qual com três cilindros dispostos a 120º entre si. Entre uma cadeira e outra esse conjunto de cilindros apresenta-se rotacionado 60º, de modo que o encontro entre dois cilindros em uma dada cadeira se torna o fundo de um cilindro da cadeira seguinte. Esse laminador também não possui ferramenta interna, mas é capaz de ajustar a espessura de parede pelo estiramento ou recalque entre cadeiras. Após a passagem pelo laminador redutor-estirador a lupa apresenta-se como um tubo com as suas dimensões definitivas de diâmetro externo e espessura de parede, sendo enviado para a linha de corte para adequação do comprimento, onde se tem o início dos processos de inspeção e preparação dos tubos nas linhas acabadoras.
3.3. Tratamentos Térmicos de Têmpera e Revenimento
Para tubos sem costura os tratamentos térmicos mais empregados são os de têmpera e revenimento. A dispersão de partículas de segunda fase e/ou compostos dentro da estrutura que contribuem para o melhoramento das propriedades torna-se importante.
Segundo SILVA e MEI (2006), aços para construção mecânica apresentam a possibilidade de desenvolver ótimas combinações de resistência mecânica e ductilidade devido à estrutura martensita revenida.
De acordo em COLPAERT (2008) a têmpera consiste basicamente em se promover o resfriamento rápido de um aço após o aquecimento em temperatura de austenitização.
Das transformações dos aços, a martensita é o produto de maior dureza, e este tratamento tem por objetivo transformar a austenita em martensita. E ainda, como relata SILVA e MEI (2006), a estrutura obtida a partir de um tratamento térmico de têmpera e revenimento depende da taxa de resfriamento após austenitização. Se esta é rápida o suficiente, o produto é a martensita caso contrário, produtos de transformação com durezas menores tais como a bainita e a ferrita são obtidos. A taxa de resfriamento é determinada em grande parte pelo meio de resfriamento utilizado, o qual pode ser salmoura, água, óleo, solução polimérica, sais fundidos ou ar, em ordem decrescente da capacidade de resfriamento.
A transformação da austenita em martensita é adifusional e a martensita mantém a mesma composição da austenita anterior. SILVA e MEI (2006) afirmam que o conceito de temperabilidade está associado à capacidade de endurecimento do aço durante o resfriamento rápido, ou seja, a sua capacidade em formar martensita a uma determinada profundidade em uma peça. Para avaliação da temperabilidade, podem ser usados os métodos: Taxa de resfriamento crítico, Ensaio Grossmann e Ensaio Jominy. Alguns fatores afetam a temperabilidade como:
• Elementos de liga dissolvidos na austenita;
• Tamanho de grão grosseiro da austenita, que diminui as áreas de nucleação heterogênea dos compostos difusionais (ferrita, perlita, cementita e bainita);
• Homogeneidade da austenita, sem precipitados e inclusões que possam servir de pontos de nucleação dos compostos difusionais.
Durante a transformação da austenita em martensita através do tratamento térmico de têmpera, COLPAERT (2008) mostra que o volume do metal se expande levemente criando tensões na peça. Se um aço que possui alta temperabilidade for tratado em uma taxa de resfriamento muito elevada, podem ocorrer trincas de têmpera em resposta às tensões induzidas. As trincas de têmpera normalmente iniciam em pontos de concentração de tensão, na superfície em contato com o meio de resfriamento e então crescem para o interior da peça. Por isso, há sempre o cuidado em eliminar pontos de concentração de tensões, mas principalmente em utilizar um meio de resfriamento que favoreça uma taxa de resfriamento adequada ao material.
COLPAERT (2008) e SILVA e MEI (2006) ressaltam que a estrutura de martensita como temperada apresenta de forma geral, níveis de tensões residuais altos e ductilidade e tenacidade muito baixas, inviabilizando o seu emprego posterior a têmpera. A fragilidade de estruturas martensíticas se deve a um número de fatores que podem incluir a distorção da rede causada pelos átomos de carbono aprisionados nos sítios octaédricos da martensita, segregação de átomos de impureza nos contornos de grão da austenita, formação de carbonetos durante têmpera e tensões residuais.
Portanto, torna-se necessário um tratamento térmico de revenimento para promover mudanças estruturais e alívio de tensões, com valores adequados de resistência
(2008) é realizado aquecendo-se uniformemente até uma temperatura abaixo da de austenitização, mantendo o aço nesta temperatura por tempo suficiente para que ocorram as transformações na estrutura e que se obtenha as propriedades desejadas.
Um endurecimento secundário por precipitação pode ocorrer durante o revenimento de um aço que foi temperado e revenido. KRAUSS (1995) mostra que isso ocorre dependendo da composição química, principalmente se o aço contem teores de elementos como Cr, Nb e V.
De acordo com CALLISTER (2007) e SILVA e MEI (2006) a estrutura da martensita revenida consiste de partículas pequenas de cementita e uniformemente dispersas em uma matriz contínua de ferrita, como pode ser visto na Figura 3.5. Segundo CALLISTER (2007) a martensita revenida apresenta valores aproximados de dureza comparados aos da martensita, mas com aumento significativo da ductilidade e tenacidade.
A dureza e a resistência mecânica podem ser explicadas pela grande área de contorno de fases entre ferrita e cementita por unidade de volume que existe para partículas de cementita muito finas e numerosas. A cementita com dureza alta reforça a matriz de ferrita ao longo dos contornos de grão e estes contornos de grão também agem como barreiras para o movimento de discordâncias durante a deformação plástica. A fase contínua, ferrita, é também muito dúctil e tenaz, o que explica a melhoria destas propriedades na martensita revenida.
Figura 3.5 – Micrografia observada em MEV da martensita revenida a 594ºC. As partículas pequenas são cementita e a matriz ferrita α, 9300x, (CALLISTER, 2007).
3.4. Soldagem por Eletrodo Revestido
O processo de soldagem com eletrodo revestido é um processo no qual a fusão do metal é produzida pelo aquecimento por um arco elétrico, mantido entre a ponta de um eletrodo revestido e a superfície do metal base a ser soldada. Em SANTOS (1995) pode-se perceber que durante a soldagem, o arco e a poça metálica são protegidos da atmosfera circundante pela formação de uma cortina gasosa oriunda da queima do revestimento e a decomposição de seus constituintes, como pode ser visto na Figura 3.6. Outras vezes, ou mesmo conjuntamente, a proteção é feita por uma escória líquida, de densidade menor que a do metal base, protegendo a poça de fusão durante a solidificação. Após a soldagem, este líquido protetor se solidifica formando uma escória sólida, a qual deve ser removida.
Figura 3.6 – Esquematização do processo de soldagem por eletrodo revestido, (MODENESI e MARQUES, 2011).
O equipamento básico para soldagem com eletrodo revestido possui uma das mais simples configurações possíveis, em comparação com outros processos por arco elétrico. O processo consiste de uma fonte de energia de característica estática de corrente constante, de um alicate para a fixação dos eletrodos, de cabos de interligação, de materiais de segurança, de equipamento para limpeza da solda e do eletrodo revestido propriamente dito.
Segundo BRANDI (1988), o eletrodo revestido consiste de uma vareta metálica,
adição para o preenchimento da junta. A alma é recoberta por um revestimento formado pela mistura de diferentes materiais, o qual tem diversas funções na soldagem como:
• Ajuste da composição química do metal pela adição de elementos de liga;
• Proteção da poça de fusão e o metal de solda da contaminação da atmosfera;
• Estabilizar o arco elétrico;
• Minimizar impurezas no metal de solda;
• Conferir características operacionais e mecânicas ao eletrodo e à solda.
Além destas, o revestimento desempenha uma importante função na manutenção da estabilidade do arco. Os gases provenientes da queima do revestimento são muito mais facilmente ionizáveis do que o ar, tornando assim a abertura e manutenção do arco mais fácil, minimizando inclusive o sopro magnético.
3.5. Produtos de Transformação da Austenita
BHADESHIA (2001) mostra que a variedade de composição química dos aços ao carbono e microligados, associado aos diferentes ciclos de resfriamento, dão origem a uma grande variedade de microestruturas oriundas da decomposição da austenita na ZTA e no cordão de solda. O conhecimento dessas microestruturas é fundamental para os processos de soldagem, pois influenciam o comportamento em serviço da junta soldada. Uma microestrutura formada por placas ou agulhas de ferrita nucleada no interior do grão austenítico prévio é uma das melhores formas de aumentar a tenacidade ao impacto na ZTA da solda.
THEWLIS et al. (1997) indicam que a transformação no estado sólido da estrutura CFC austenítica para a CCC ferrítica envolve nucleação e crescimento da uma nova fase, estimulada pelo menor nível de energia livre do sistema com a redução da temperatura. Em ligas metálicas, essas transformações no estado sólido geralmente ocorrem com nucleação heterogênea em sítios de grande energia, que foram ranqueados conforme sua efetividade:
• pontos triplos de contorno de grão de elevada energia (pontos triplos com alto ângulo >25°);
• contornos de grão de alto ângulo com inclusões;
• contornos de grão de elevada energia (ângulo > 25°);
• inclusões grandes (diâmetro maior que 10µm);
• inclusões pequenas (diâmetro ~0,2µm);
• contornos de baixa energia (ângulo < 5°); e
• nucleação homogênea.
Os contornos de grão oferecem barreiras energéticas muito menores para a nucleação da ferrita que as inclusões intragranulares. Convencionalmente, de acordo com LAITINEN (2006), as diferentes microestruturas de transformação de aços baixo carbono e baixa liga, ordenados em temperatura decrescente de transformação são:
• ferrita primária de contorno de grão ou alotriomórfica (FP(G));
• ferrita primária poligonal, equiaxial ou idiomórfica, incluindo ferrita primária nucleada intragranularmente (FP(I));
• ferrita de Widmanstatten ou placas laterais de ferrita (FW);
• ferrita acicular (FA);
• bainita superior e inferior (B); e
• martensita (M).
Na Figura 3.7 é possível observar as microestruturas obtidas em metal de solda de aço microligado de baixo carbono a partir de uma curva esquemática de resfriamento contínuo, conforme pode ser visto em KOU (2003). À medida que a austenita é resfriada a partir de altas temperaturas, a ferrita nucleia-se em contornos de grão e cresce, seguindo o formato dos contornos, com uma interface planar ferrita/austenita. Com a redução da temperatura, o crescimento planar da interface ferrita/austenita tem sua mobilidade reduzida e surgem as placas laterais de ferrita, ou ferrita de Widmanstatten. Essas placas
interface, é “expulso” para as laterais das finas placas. Em temperaturas ainda menores o crescimento das placas de ferrita laterais para o interior do grão é mais lento, de modo que a transformação ocorre de forma mais rápida se novas placas de ferrita nuclearem-se sobre as inclusões, originando a ferrita acicular. Essa ferrita acicular é formada por pequenas agulhas com orientação aleatória e muito entrelaçadas (KOU, 2003).
Figura 3.7 – Curva de resfriamento contínuo esquemática para metal de solda de aço microligado de baixo carbono, (Adaptação KOU, 2003).
3.6. Classificação das Microestruturas e Terminologia
Nessa seção serão apresentadas e discutidas as microestruturas formadas em juntas soldadas. Esse trabalho de pesquisa utilizou o esquema de classificação das microestruturas do “International Institute of Welding” (IIW) que pode ser encontrado em COLPAERT (2008). Porém, será apresentado um novo esquema de classificação sugerido por THEWLIS (2004), que divide as microestruturas em dois mecanismos de transformação: i) majoritariamente reconstrutiva, controlada por difusão, para baixas taxas de resfriamento e, ii) majoritariamente displaciva para maiores taxas de resfriamento. Além disso, serão apresentadas atualizações baseadas nos trabalhos de CHENG e WU (2009), CHENG et al.
grão austenítico
contorno de grão
partícula de inclusão
ferrita de contorno de grão placas laterais ou Widmanstatten
ferrita acicular
bainita martensita
austenita curva de resfriamento
Tempo (log)
Temperatura
(2010), que investigaram aspectos de alguns constituintes microestruturais a partir de reconstrução em três dimensões.
3.6.1 Regime de transformação reconstrutivo
Denomina-se regime de transformação reconstrutivo a transformação da estrutura cristalina do ferro da forma austenítica para ferrítica, em altas temperaturas, envolvendo deslocamento de átomos na interface ferrita/austenita. Nesse regime cinético as reações são lentas e controladas por difusão.
a) Ferrita
Em aços de baixo teor de carbono, a primeira fase a se formar durante o resfriamento, nos contornos de grão austeníticos, é classicamente denominada ferrita alotriomórfica, como mostrado esquematicamente na Figura 3.8.
Figura 3.8 – Ilustração de ferritas primárias alotrimórficas e idiomórfica, (Adaptação THEWLIS, 2004).
A ferrita alotriomórfica tem sua forma definida pelos cristais de austenita adjacentes e não por sua estrutura cristalina, de acordo com COLPAERT (2008). A uma
observada na Figura 3.8. A ferrita idiomórfica não tem sua forma ou orientação cristalográfica definida pelos cristais da matriz na qual ela cresce.
Em soldagem, partículas dispersas em aços microligados podem estimular a nucleação de ferrita primária também no interior dos grãos, como mostrado na figura 3.9.
A linha de pesquisadores liderada por Thewlis denominou essas ferritas de idiomórficas intragranulares. Dependendo da temperatura no regime reconstrutivo essas ferritas podem ter formato de bloco, “loops”, elipses, pétalas de rosas ou cunhas. O esquema do IIW não possui uma terminologia para essas ferritas primárias idiomórficas (THEWLIS, 2004).
CHENG e WU (2009) fizeram reconstrução em 3D de estruturas formadas no interior dos grãos austeníticos de um aço baixo carbono e baixa liga. Na Figura 3.9 são mostrados dois idiomorfos em 2D e suas respectivas simulações em 3D obtidas a partir de polimento sequencial e reconstrução com ajuda de “software” de processamento de imagens. Essas estruturas foram formadas em altas temperaturas, sendo, portanto, ferritas intragranulares de alta temperatura (690°C por 40s).
Figura 3.9 – Micrografias e reconstrução em 3D de ferrita idiomórfica formada após reação isotérmica a 600°C durante 40s. Em (a) e (b) são apresentados ferritas idiomórficas e em (c) e (d) tem-se a reconstrução 3d das estruturas apresentados em (a) e (b), (CHENG e WU 2009).
O idiomorfo apresentado na Figura 3.9(d) é detalhado em seis seções subsequentes em 2D na Figura 3.10. Observa-se na Figura 3.10(a) que apenas uma pequena parcela da ferrita idiomórfica aparece; com a evolução do polimento, o tamanho e a forma dessa estrutura muda gradualmente. Na seção 3.10(d) é possível observar a pequena inclusão que deu origem a essa estrutura (indicado com uma seta).
Figura 3.10 – Seis seções subsequentes igualmente espaçadas da ferrita idiomórfica mostrada na Figura 3.9(d), (CHENG e WU, 2009).
b) Perlita
Classicamente a transformação da perlita pode ocorrer nas bordas dos contornos de grão da austenita ou nas interfaces de discordâncias. O crescimento da perlita para o interior de um grão de austenita ocorre com a formação de lamelas alternadas de ferrita e cementita com orientação cristalográfica definida em relação à austenita.
A transformação é controlada pela difusão do carbono que, apresenta força motriz crescente com a redução da temperatura, porém uma menor velocidade de difusão, resultando em uma estrutura com lamelas cada vez mais finas. Eventualmente, a estrutura pode tornar-se tão fina a ponto de perder a resolução em microscopia óptica, Figura 3.11.
No esquema do IIW, FC(P) é usado para descrever perlita lamelar, perlita grossa ou degenerada, além de colônias finas de perlita e não resolvidas por microscopia óptica. O constituinte perlita não é usual em juntas soldadas por processos com alta taxa de resfriamento; estas estruturas são comuns em processos de soldagem como por eletroescória e arco submerso, de acordo com MODENESI et al. (1985).
Figura 3.11 – Microestrutura de uma material soldado apresentando: (1) Perlita grossa, (2) fino agregado ferrita carboneto, (3) perlita sem resolução por microscopia óptica, (THEWLIS, 2004).
3.6.2 Regime de transformação displacivo
a) Ferrita de Widmanstatten
Uma característica clássica da ferrita de Widmanstatten é que essa microestrutura pode ser formada sob taxas de resfriamento relativamente lentas. Acredita-se que o mecanismo de crescimento envolva o crescimento simultâneo de pares de placas mutuamente acomodadas de modo que menos força motriz é necessária para a transformação em comparação a bainita ou martensita.
As placas de ferrita crescem rapidamente e com elevada razão comprimento/largura (~10:1), resultando em arranjos paralelos na micrografia. A transformação da ferrita de Widmanstatten não é um mecanismo puramente displacivo, mas envolve um mecanismo de “paraequilíbrio”, envolvendo rápida difusão de carbono intersticial através da interface da ferrita em formação na direção da austenita remanescente. Nas taxas de resfriamento em que aparece a ferrita de Widmanstatten, pode-se encontrar também fases e constituintes como austenita retida, martensita ou perlita entre as placas de ferrita.
A distinção entre ferrita de Widmanstatten e bainita não é simples. Dudé e colaboradores, citados por COLPAERT (2008), descrevem as duas estruturas, formadas a partir do contorno de grão austenítico, como placas laterais de ferrita FS, mas também fazem referência as placas de ferrita intragranular. A classificação do IIW se refere a todas as formas de ferrita de Widmanstatten e bainita como ferrita com segunda fase, embora uma distinção na terminologia possa ser feita quando a ferrita de Widmanstatten é claramente identificável.
Placas de ferrita primária de Widmanstatten crescem a partir dos contornos de grão austeníticos, enquanto as placas secundárias crescem a partir de ferrita alotriomórfica formada nos contornos de grão austeníticos. Ferrita de Widmanstatten primária também cresce a partir de inclusões e a secundária pode crescer a partir de ferrita idiomórfica intragranular, como ilustrado na Figura 3.12.
Figura 3.12 – Ilustração de ferrita de Widmanstatten primária e secundária, (Adaptação THEWLIS, 2004).
A partir de polimento sequencial e reconstrução de imagens em 3D, CHENG et al.
(2010) revelaram a morfologia de ferrita de Widmanstatten em aço baixo carbono e baixa liga. Os pesquisadores monstraram que a ferrita de Widmanstatten primária ou secundária é melhor descrita na forma de “cunha” que como “agulhas” ou “placas”, como ilustrado na Figura 3.13.
Ferrita de Widmanstatten primária Ferrita de Widmanstatten secundária
Figura 3.13 – Micrografias de aço baixo carbono e baixa liga e reconstrução em 3D de ferrita de Widmanstatten. Em a e b, ferrita de Widmanstatten primária em dois planos sequenciais. Em c e d, reconstrução em 3D da ferrita número 1 da Figura a. Em e, ferrita de Widmanstatten secundária e em f e g, reconstrução em 3D dessa estrutura, (Adaptação CHENG et al., 2010).
b) Bainita
Considera-se que a bainita é formada em temperaturas nas quais o controle difusional é muito lento e há características em comum com a transformação martensítica que ocorre em temperaturas inferiores. A bainita cresce como placas individuais ou arranjos formando lâminas. Classicamente, a bainita tem sido classificada como superior ou inferior em função da temperatura em que ocorre a transformação. Na bainita superior o carbono é particionado para a austenita e se precipita na forma de cementita entre as placas de ferrita bainítica. Na bainita inferior, a ferrita fica supersaturada em carbono e ocorre precipitação de carbonetos entre as subunidades de ferrita assim como entre as placas. O mecanismo de formação e crescimento da bainita ainda é objeto de muito debate, afirma THEWLIS (2004).
Bainita pode ser facilmente confundida com ferrita de Widmanstatten. O IIW refere-se às duas estruturas como ferrita com segunda fase FS, embora possa ser feita uma distinção da terminologia quando a bainita pode ser facilmente identificada, FS(B). Uma distinção adicional pode ser feita quando a bainita superior e inferior são claramente
distinguíveis, FS(UB) e FS(LB), respectivamente. A bainita superior apresenta maior densidade de discordâncias em relação à bainita inferior, de acordo com MODENESI et al.
(1985).
• Feixes de Bainita e Subunidades
A bainita possui a característica de crescer diretamente a partir do contorno de grão austenítico ou em inclusões intragranulares, como indicado na Figura 3.14. Nucleação de placas de bainita a partir de feixes pré-existentes também é comumente observado.
Figura 3.14 – Ilustração de feixes de bainita e subunidades, (Adaptação THEWLIS, 2004).
A morfologia comumente observada para a bainita que nucleou e cresceu a partir de contorno de grão austenítico é na forma de feixes interligados de placas muito finas com partículas de cementita alinhada, denominada como FS(A) no esquema do IIW, conforme pode ser observado na Figura 3.15.
Na bainita superior FS(UB), partículas de carboneto são observadas entre as placas, enquanto na bainita inferior FS(LB), as partículas ocorrem entre as placas e também no seu interior e a estrutura tende a ficar escura após ataque metalográfico. As placas individuais no interior de um feixe são separadas por contornos de baixo ângulo que são indefinidos em microscopia óptica.
Figura 3.15 – Feixes de bainita inferior e superior na ZTA de em um aço com 0,17% C, 1,0% Mn de aço soldado a “laser” (1) Bainita inferior com partículas de carboneto dentro de subunidades; (2) Bainita superior com carboneto alinhado, (3) Ferrita bainítica com carbonetos não alinhados, (THEWLIS, 2004).
Ao observar uma seção que corta placas de ferrita que cresceram a partir de contorno de grão austenítico, mas sem mostrar o ponto de nucleação, tudo que é visto na metalografia são partículas de carboneto em uma matriz ferrítica, sendo classificada como FS(NA). Thewlis e colaboradores têm classificado as diferentes formas de ferrita bainítica oriunda do contorno de grão austenítico como GB(B), sendo possível uma distinção com a bainita intragranular (THEWLIS, 2004).
Em alguns aços e metais de solda, feixes de bainita podem ser observados nucleando e crescendo a partir de inclusões intragranulares, assim como finas placas individuais de ferrita bainítica. Essas últimas não possuem partículas de carbonetos alinhados e pode ser difícil distinguí-las das placas de ferrita de Widmanstatten. As inclusões a partir das quais as placas crescem podem não ser observadas se estiverem fora do plano de observação. O esquema de classificação do IIW não tem uma terminologia para as diferentes formas de bainita intragranular, mas Thewlis e colaboradores têm classificado-as como I(B). Em regiões com alta densidade de inclusões, múltiplas placas individuais de bainita crescem das inclusões, podendo resultar em uma estrutura muito fina
e entrelaçada (Figura 3.14), estrutura que é descrita de maneira geral no IIW como ferrita acicular AF, conforme THEWLIS (2004).
c) Martensita
Classicamente, de acordo com COLPAERT (2008), a martensita é o produto de transformação extremamente rápida, sem difusão e na qual o carbono fica retido em solução. A elevada energia que está presente na transformação da estrutura CFC da austenita para CCC ou tetragonal de corpo centrado (TCC), martensítica, restringe a martensita à forma de lâminas delgadas.
Em aços baixo carbono (menor que 0,2%), ripas de martensita com cristais CCC é a forma mais comumente observada e é designada M ou M(L) no esquema do IIW. As unidades de martensita ocorrem na forma de ripas que são agrupadas em feixes ou pacotes, conforme Figura 3.16. A subestrutura consiste em arranjos celulares com alta densidade de discordâncias; cada ripa de martensita é composta por várias dessas células.
Figura 3.16 – Placas de martensita em metal de solda obtida a “laser” de aço com 0,13% de carbono. A seta indica placas de martensita com elevada distribuição de discordâncias, (THEWLIS, 2004).
À medida que o teor de carbono aumenta significativamente, as placas de martensita tendem a se formar tanto com estrutura cristalina CCC quanto TCC. As unidades individuais de martensita se formam como placas lenticulares, conforme pode ser observado na Figura 3.17, com uma subestrutura constituída de maclas muito finas. Essa forma de martensita é chamada de martensita maclada pelo IIW, M ou M(T). Martensita, tanto na forma de placas ou de ripas, geralmente não pode ser resolvida apenas por microscopia óptica e tende a ter baixa resposta ao ataque químico.
Figura 3.17 – Martensita maclada ou lenticular em metal de solda a laser de aço com 0,27% de carbono. A seta indica martensita lenticular com subestrutura maclada, (THEWLIS, 2004).
d) Ferrita Acicular
Convencionalmente, as morfologias de ferrita nucleadas no interior dos grãos e que apresentam acentuada resposta ao ataque químico, são denominadas ferrita acicular. A ferrita acicular nucleia nas inclusões presentes no interior do grão austenítico durante a transformação da estrutura. Desde que haja uma alta densidade de inclusões, uma estrutura muito refinada pode ser produzida (geralmente < 5µm), afirma THEWLIS (2004) e entre
1µm a 3µm de acordo com TRINDADE et al. (2007-a). No esquema do IIW, ferrita acicular é denominada FA, Figura 3.18.
Figura 3.18 – Micrografia em metal de solda de aço baixo carbono apresentando ferrita acicular (αa) típica, ferrita primária de contorno de grão (α) e ferrita de Widmanstatten (αw), (BABU, 2004).
De acordo com Bhadeshia e Suensson citados por KOU (2003), há uma competição cinética entre os produtos de transformação da austenita nucleados nos contornos e interior dos grãos; diversos fatores influenciam a quantidade e a morfologia da ferrita acicular, principalmente: a composição do metal de solda, a taxa de resfriamento entre 800°C e 500°C (∆t800-500), teor de oxigênio do metal de solda e o tamanho de grão austenítico. Na Figura 3.19 apresentam-se, esquematicamente, os principais fatores que influenciam a formação competitiva da ferrita acicular e da bainita, considerando a mesma taxa de resfriamento e mesma densidade de inclusões.
A densidade, o tamanho e a composição química das inclusões não metálicas presentes no metal de solda e na ZTA são decisivos para a microestrutura resultante da decomposição da austenita. O tamanho apropriado de inclusões para a nucleação de ferrita acicular é na faixa de 0,2µm a 3,0µm, de acordo com KOU (2003) e LAITINEN (2006); e segundo os estudos realizados por TRINDADE et al. (2006), as inclusões devem ter diâmetro em torno de 0,3µm. Quanto à composição química, óxidos de titânio parecem formar as inclusões mais potentes para a nucleação de ferrita acicular no interior dos grãos
