UNIVERSIDADE FEDERAL DE MINAS GERAIS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM
ENGENHARIA MECÂNICA
Dissertação de Mestrado
ESTUDO
DO
MECÂNICAS
EFEITO
E
DO
APORTE
MICROESTRUTURAIS
TÉRMICO
NAS
DO
INOXIDÁVEL
AÇO
PROPRIEDADES
DUPLEX
UNS S 31803 EM CHAPA GROSSA, SOLDADO PELO PROCESSO GMAW.
Autor: Antonio Marcos Borba Roldão
Orientador: Professor Alexandre Queiroz Bracarense, PhD.
Belo Horizonte
Maio / 2010
Livros Grátis
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ii
Antônio Marcos Borba Roldão
“ESTUDO
DO
MECÂNICAS
E
EFEITO
DO
APORTE
MICROESTRUTURAIS
TÉRMICO
DO
AÇO
NAS
PROPRIEDADES
INOXIDÁVEL
DUPLEX
UNS S 31803 EM CHAPA GROSSA, SOLDADO PELO PROCESSO GMAW.”
Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em
Engenharia Mecânica da Universidade Federal de Minas Gerais, como
requisito parcial a obtenção de título de Mestre em Engenharia Mecânica.
Área de concentração: Processos de Fabricação/Soldagem.
Orientador: Prof. Dr. Alexandre Queiroz Bracarense.
Departamento de Engenharia Mecânica, UFMG.
Belo Horizonte
Escola de Engenharia da UFMG
2010
iii
Aos meus pais, Antonio Roldão da Silva e
Maria de Lourdes Borba Roldão
iv
AGRADECIMENTOS
A Deus.
A meus pais,
aos filhos Thais e Thalles.
Aos filhos Thais e Thalles pelo carinho e paciência.
A esposa Lia Lacerda, pelo incentivo, paciência e carinho.
Ao professor Alexandre Queiroz Bracarense pela orientação, toda atenção dedicada
e apoio durante todo desenvolvimento do Mestrado.
Ao Max A. Damazio pelo apoio, incentivo e compreensão para permitir iniciar o curso
em paralelo com jornada de trabalho.
Ao Ricardo A. Faria pela orientação, paciência e apoio e toda a atenção dedicada.
Aos profissionais do PPD – Centro de pesquisa da ArcelorMittal Inox Brasil apoio e
amizade oferecidos, em especial: Ricardo José, Alexandre e Tarcísio Oliveira.
Aos colegas de trabalho da Engenharia de Manutenção da ArcelorMittal Inox Brasil,
em especial ao Willian Carvalho, Valdir Quintão, Alberto H. Hibino, Dimas Olímpio e
Helio Antônio.
A empresa ArcelorMittal Inox Brasil pela doação do material, utilização dos
laboratórios e pela liberação do tempo para desenvolvimento, incentivo e todo apoio
recebido, inclusive subsídio financeiro.
A empresa Sandvick pela doação do consumível aplicado no trabalho e pela
atenção dedicada.
E a todos que direta ou indiretamente contribuíram para a realização deste trabalho
v
SUMÁRIO
AGRADECIMENTOS.......................................................................................................... iv
SUMÁRIO............................................................................................................................. v
NOMENCLATURA ............................................................................................................ vii
LISTA DE FIGURAS ......................................................................................................... viii
LISTA DE TABELAS ........................................................................................................... x
LISTA DE QUADROS ......................................................................................................... xi
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS ........................................................................... xii
RESUMO ............................................................................................................................ xv
ABSTRACT ...................................................................................................................... xvii
1
INTRODUÇÃO ............................................................................................................. 1
2
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ....................................................................................... 3
2.1
AÇO INOXIDÁVEL .............................................................................................. 3
2.1.1
Sistema de classificação .................................................................................. 5
2.1.2
Composição química básica ............................................................................ 6
2.1.3
Propriedades mecânicas representativas .......................................................... 7
2.1.4
Resumo das características de cada tipo de aço inoxidável .............................. 7
2.1.5
Resumo do comportamento a soldagem dos aços inoxidáveis ......................... 8
2.2
AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX LAMINADOS................................................ 9
2.2.1
Microestrutura .............................................................................................. 10
2.2.2
Propriedades Físicas ..................................................................................... 11
2.2.3
Propriedades Mecânicas ................................................................................ 13
2.2.4
Resistência à Corrosão .................................................................................. 18
2.2.4.1 Corrosão por Pite ...................................................................................... 19
2.2.4.2 Corrosão sob tensão .................................................................................. 21
2.2.5
Aplicações dos aços inoxidáveis duplex ........................................................ 22
2.2.5.1 Aplicações em óleo e gás .......................................................................... 23
2.2.5.2 Desenvolvimento de chapas grossas e suas aplicações............................... 24
2.3
PRECIPITAÇÃO NOS AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX ................................... 26
2.3.1
Estabilidade estrutural dos aços duplex ......................................................... 28
2.3.2
Fase Sigma (σ) .............................................................................................. 29
2.3.3
Nitretos de Cromo (Cr2N – CrN)................................................................... 33
2.3.4
Fase Laves (η ) ............................................................................................. 34
2.3.5
Fase Chi (χ) .................................................................................................. 34
2.3.6
Fragilização a 475 ºC (α’= alfa linha) ........................................................... 34
2.3.7
Carboneto de Cromo (M23C6)........................................................................ 35
2.4
SOLDABILIDADE DOS AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX ................................ 36
2.4.1
Técnica de Soldagem .................................................................................... 37
2.4.2
Processo de Soldagem................................................................................... 37
2.4.2.1 Variáveis do processo ............................................................................... 39
2.4.2.2 Metal de Adição ........................................................................................ 39
2.4.2.3 Preaquecimento......................................................................................... 39
2.4.2.4 Temperatura entre passes (Tep) ................................................................. 40
2.4.2.5 Aporte térmico de soldagem...................................................................... 40
2.4.2.6 Outros parâmetros importantes do processo de soldagem GMAW............. 40
2.4.3
Metalurgia da soldagem dos aços inoxidáveis duplex .................................... 42
2.4.3.1 Zona fundida (ZF) em função da composição química .............................. 42
2.4.3.2 Zona termicamente afetada (ZTA) ............................................................ 45
vi
3
4
5
6
7
8
2.5
SOLDAGEM MULTIPASSES ............................................................................. 46
2.6
SOLDAGEM DE CHAPA FINA2 DE AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX ................ 47
OBJETIVO .................................................................................................................. 51
METODOLOGIA EXPERIMENTAL .......................................................................... 52
4.1
MATERIAIS ........................................................................................................ 53
4.1.1
Materiais da 1ª e 2ª fases ............................................................................... 53
4.1.1.1 Definição do gás de proteção .................................................................... 54
4.2
METODOS .......................................................................................................... 54
4.2.1
Método da 1ª fase.......................................................................................... 54
4.2.2
Método da 2ª fase.......................................................................................... 56
4.2.3
Preparação para ensaios mecânicos ............................................................... 58
RESULTADOS............................................................................................................ 62
5.1
RESULTADOS DA 1ª FASE ............................................................................ 62
5.1.1
Produção de cordões sobre chapa .................................................................. 62
5.1.2
Soldagem da junta de topo com chanfro K .................................................... 65
5.1.3
Soldagem da junta de topo com o chanfro X ................................................. 71
5.2
RESULTADOS DA 2ª FASE ............................................................................. 73
5.2.1
C1: Condição de baixa energia de soldagem (0,85 kJ/mm) e temperatura entre
passes menor que 150 ºC. ............................................................................................. 73
5.2.1.1 Monitoramento do ciclo térmico da soldagem com baixa energia e
temperatura entre passes menor que 150 ºC .............................................................. 74
5.2.2
Soldagem com alta energia (acima de 2 kJ/mm) ............................................ 75
5.2.3
C2: Condição de alta energia de soldagem (2,50 kJ/mm) e temperatura entre
passes menor que 150 ºC. ............................................................................................. 76
5.2.4
C3: Condição de alta energia de soldagem (2,51 kJ/mm) e temperatura entre
passes maior que 150 ºC. .............................................................................................. 77
5.2.5
Resultados dos ensaios .................................................................................. 80
5.2.5.1 Resultados da microscopia óptica .............................................................. 80
5.2.5.2 Medição de microdureza ........................................................................... 87
5.2.5.3 Medição das frações de ferrita e austenita nas juntas soldadas. .................. 91
5.2.5.4 Ensaio de tração ........................................................................................ 94
CONCLUSÕES ........................................................................................................... 98
SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS ............................................................ 100
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ........................................................................ 101
vii
NOMENCLATURA
HRB
Dureza (Rockwell B)
HV
Dureza (Vickers)
LE
Limite de Escoamento (MPa)
LR
Limite de Resistência (MPa)
#
Granulometria da Lixa (mesh)
α’
Fragilização a 475ºC
γ2
Austenita secundária
α
Ferrita alfa
∆T
Gradiente de temperatura
σ
Fase sigma
δ
Ferrita delta
γ
Austenita
viii
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 - Corrosão de aços ao cromo expostos por 10 anos a uma atmosfera......................... 4
Figura 2 - Microestrutura do aço inoxidável duplex (UNS S31803)...................................... 11
Figura 3 - Resistência ao impacto dos aços inoxidáveis duplex e 316L. ................................ 12
Figura 4 - Expansão térmica x 10 -6/ ºC dos aços inoxidáveis duplex (SENATORE, 2007). . 13
Figura 5 - Tensão vs. deformação verdadeiras aço duplex . (FONTES, 2009)....................... 15
Figura 6 - Limite de escoamento e dependência com a temperatura. (FONTES, 2009). ........ 16
Figura 7 - Dependência do limite de escoamento de aços inoxidáveis................................... 16
Figura 8. Dependência do limite de resistência com a percentagem ...................................... 17
Figura 9 : Dependência da energia de impacto de aços inoxidáveis ...................................... 17
Figura 10 : Resistência à CST, solução neutra contendo cloretos (SENATORE, 2007)......... 21
Figura 11. Principais aplicações dos aços inoxidáveis duplex [SUTTO, 2003]. Corrigido..... 22
Figura 12. Principais produtos expedidos em 2004 ............................................................... 23
Figura 13. Modelo de nucleação e crescimento da fase σ durante a ...................................... 30
Figura 14. Diagrama TTP de formação de fase sigma para aço inoxidável duplex ................ 31
Figura 15. Formação da fração volumétrica da fase sigma em aço inoxidável....................... 31
Figura 16. Precipitação isotérmica de fase sigma (tempo temperatura .................................. 32
Figura 17. Amostra envelhecida (aço UNS S32750), a 950 °C por 4 horas, atacada.............. 33
Figura 18. Diagrama de SCHAEFFLER [AWS A 5.22-95] modificado........................................ 44
Figura 19. Representação esquemática dos grupos de aços inoxidáveis ................................ 44
Figura 20. Repartição térmica esquemática numa junta soldada correlacionada .................... 46
Figura 21. Curvas de precipitação de fases para aços inoxidáveis duplex.............................. 49
Figura 22. Fluxograma da metodologia experimental .......................................................... 52
Figura 23. Efeito do Ni sobre o diagrama pseudobinário ..................................................... 54
Figura 24. Desenho da geometria da junta de topo e chanfro em K. ...................................... 55
Figura 25. Montagem junta de topo e chanfro em X. ............................................................ 56
Figura 26. Desenho esquemático da posição de montagem dos termopares. ......................... 57
Figura 27. Instalação dos termopares antes da soldagem (a) e situação após soldagem (b). ... 57
Figura 28. Desenho esquemático do sentido de corte das amostras. ...................................... 58
Figura 29. Corpo de prova cilíndrico conforme norma DIN 50125 ou DIN EN10002-1 ....... 58
Figura 30. Desenho esquemático da medição fração das fases na ZTA junta 1 ..................... 60
Figura 31. Desenho esquemático da medição fração das fases na ZTA junta 2 ..................... 60
Figura 32. Desenho esquemático da medição fração das fases na ZTA junta 3 ..................... 60
Figura 33. Desenho esquemático dos pontos de medição de microdureza. ............................ 61
Figura 34. Relação entre energia de soldagem e fração de ferrita. ......................................... 63
Figura 35. Cordões sobre chapa. .......................................................................................... 63
Figura 36. Relação entre energia soldagem, penetração e reforço do cordão. ........................ 64
Figura 37. Equipamento soldagem MIG/MAG (a) e equipamento de alimentação arame (b). 64
Figura 38. Posicionamento da tocha no chanfro em K. ......................................................... 66
Figura 39. Posicionamento da tocha no chanfro em K. ......................................................... 66
Figura 40. Defeito de falta de fusão na face da raiz da junta soldada. ................................... 68
Figura 41. Cordões de solda (a) falta de fusão da raiz e face da raiz (b). ............................... 69
Figura 42. Desenho esquemático da junta com a solda de raiz (a), a aplicação de extração
da raiz na raiz (b) e a junta preenchida ainda apresentando o defeito de falta de fusão (c). .... 70
Figura 43. Montagem junta de topo e chanfro em X. ............................................................ 71
Figura 44. Configuração da seqüência dos cordões............................................................... 71
Figura 45. Variação da posição do arame para enchimento da raiz (a) e segundo passe(b). ... 72
Figura 46. Configuração do chanfro em (a), fusão da raiz (b) e cordão de acabamento (c). ... 73
Figura 47. Desenho esquemático da seqüência de passes da junta soldada. ........................... 74
ix
Figura 48. Ciclo térmico da soldagem condição C1 .............................................................. 74
Figura 49. Fusão excessiva da raiz (a) e vazamento do metal fundido com posterior ........... 76
Figura 50. Desenho esquemático da seqüência de soldagem ................................................. 77
Figura 51. Desenho esquemático da seqüência de soldagem ................................................. 78
Figura 52. Ciclo térmico da soldagem. ................................................................................. 78
Figura 53. Curvas de precipitação de fases para aços inoxidáveis duplex.............................. 79
Figura 54. Medição de corrente e tensão durante a soldagem junta 3 condição C3 ................ 80
Figura 55. Microestrutura do metal base (aumento 200x). .................................................... 80
Figura 56. Macrografia das regiões da junta 1 (aumento 8x). ................................................ 81
Figura 57. Macrografia das regiões da junta 2 (aumento 8x). ................................................ 81
Figura 58. Macrografia das regiões da junta 3 (aumento 8x). ................................................ 82
Figura 59. Junta 1 na ZTA - passe enchimento (a), junta 2 na ZTA – passe enchimento (b)
e junta 3 na ZTA- passe enchimento (c). Todas as fotos com aumento 500x. ........................ 82
Figura 60. Junta 1 ZTA - passes enchimento (a) (aumento 50x), Junta 2 ZTA- passe
enchimento (b) (aumento 50 x) e Junta 3 ZTA- passe de enchimento (c) (aumento 200 x). ... 83
Figura 61. Junta 1 na ZF entre 2° e 3° passes (a), junta 2 na ZTA do 2° passes (b) ............. 84
Figura 62. Junta 1 ZF - cordão 7 (enchimento). Aumento 200x. ........................................... 85
Figura 63. Junta 3 ZF - cordão 3 (enchimento). Aumento 200x. ........................................... 85
Figura 64. Região da ZTA das juntas 1(a), 2(b), e 3(c) todas na região do passe 2
(enchimento/acabamento). Aumento 200 x. ......................................................................... 86
Figura 65. Variação da microdureza na ferrita e austenita, MB, ZF e ZTA, junta 1. .............. 88
Figura 66. Variação da microdureza na ferrita e austenita, MB, ZF e ZTA, junta 2. ............ 89
Figura 67. Variação da microdureza na ferrita e austenita, MB, ZF e ZTA junta 3. ............... 90
Figura 68. Variação da microdureza na ferrita para as condições C2 e C3. ........................... 91
Figura 69. Fração de ferrita e austenita da junta 1................................................................. 91
Figura 70. Fração da fase ferrita e austenita da junta 2 ......................................................... 92
Figura 71. Fração de ferrita e austenita da junta 3................................................................. 93
Figura 72. Relação do aporte térmico com fração de ferrita e austenita................................. 94
Figura 73. Desenho esquemático da junta soldada (a) e direção de fratura no CP (a) e.......... 94
Figura 74. Corpo de prova de tração, após o ensaio. ............................................................. 94
Figura 75. Relação entre resistência mecânica e aporte térmico. ........................................... 96
Figura 76. Relação entre alongamento e aporte térmico. ....................................................... 97
x
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 - Composição química básica dos aços inoxidáveis .................................................. 6
Tabela 2 - Propriedades mecânicas (mínimas) dos aços inoxidáveis ....................................... 7
Tabela 3 - Composição química dos principais aços inoxidáveis .......................................... 12
Tabela 4 - Propriedades físicas dos aços inoxidáveis ............................................................ 13
Tabela 5 - Comparação das propriedades mecânicas (valores mínimos) (NILSSON, 1997). . 14
Tabela 6 - Relação de percentual de cromo com resistência a oxidação ................................ 18
Tabela 7 - PRE de alguns aços inoxidáveis........................................................................... 20
Tabela 8 - Principais fases secundárias dos aços inoxidáveis duplex..................................... 27
Tabela 9 – Cálculo da taxa de resfriamento (teórica) ............................................................ 49
Tabela 10. Composição química média (% massa) do UNS S 31803 .................................... 53
Tabela 11. Composição química média (% massa) do AWS ER 2209 .................................. 53
Tabela 12. Dimensões padronizadas para corpo de prova de tração. ..................................... 59
Tabela 13. Parâmetros de soldagem ..................................................................................... 62
Tabela 14. Resultados da soldagem dos cordões sobre chapa (UNS S31803)........................ 62
Tabela 15. Parâmetros de soldagem nos laboratórios da UFMG e ArcelorMittal Inox. ......... 65
Tabela 16. Parâmetros do primeiro cordão no chanfro em K. ............................................... 67
Tabela 17. Parâmetros de soldagem para enchimento do chanfro em K, junta de topo. ......... 67
Tabela 18. Parâmetros para obtenção de maior energia de soldagem. ................................... 69
Tabela 19. Parâmetros iniciais de soldagem para chanfro em X ............................................ 72
Tabela 20. Parâmetros para soldagem da junta 1, condição C1. ............................................ 74
Tabela 21. Parâmetros do teste para cordões iniciais com alta energia de soldagem. ............. 75
Tabela 22. Parâmetros para soldagem da junta 2, condição C2. ............................................ 76
Tabela 23. Parâmetros para soldagem da junta 3, condição C3. ............................................ 77
Tabela 24. Cálculo da taxa de resfriamento (aplicando temperaturas coletadas).................... 79
Tabela 25. Valores de microdureza no metal base (MB) para ferrita e austenita.................... 87
Tabela 26. Valores de microdureza no Metal Base, ZF e ZTA. ............................................. 87
Tabela 27. Valores de microdureza no Metal Base, ZF e ZTA da amostra 2. ........................ 88
Tabela 28. Valores de microdureza no Metal Base, ZF e ZTA da junta 3.............................. 89
Tabela 29. Limites de escoamento (0,2 %) e resistência à tração .......................................... 95
Tabela 30. Comparação entre valores de alongamento.......................................................... 96
xi
LISTA DE QUADROS
Quadro 1 - Elementos alfagêneos e gamagêneos .................................................................... 5
Quadro 2 . Características dos grupos de aços inoxidáveis (FEDELE et al., 1999) ................. 8
Quadro 3 - Problemas na soldagem dos aços inoxidáveis (BALSAMO, 2000) ....................... 8
Quadro 4 - Efeitos causados pelos elementos de liga nos aços inox duplex (WEBER, 2004). 28
xii
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
ABM
Associação Brasileria de Metalurgia e Materiais
ACESITA
Aços Especiais Itabira
AISI
American Iron and Steel Institute
Al
Alumínio
AID
Aço Inoxidável Duplex
AOD
Argon Oxygen Decarburization
ARCELORMITTAL
Siderúrgica ArcelorMittal
ASME
American Society of Mechanical Engineers
Ar
Argônio
ASM
American Society of Metals
ASTM
American Society for Testing and Materials
AWS
American Welding Society
Bar
Unidade de pressão
BEHARA
Reagente Behara
CHARPY
Ensaio de impacto Charpy
C
Carbono
CCC
Cúbica de Corpo Centrado
CFC
Cúbica de Face Centrada
Chi
Fase intermetálica no aço inoxidável duplex
CP
Corpo de Prova
CO2
Gás Carbônico
Cr
Cromo
Cr23C6
Carboneto de Cromo
Cr2N
Nitreto de Cromo
CrO3
Oxido de Cromo
CST
Corrosão sob Tensão
Cu
Cobre
do
Diâmetro do corpo de prova
d1
Diâmetro do ombro do corpo de prova.
d2
Diâmetro da cabeça.
DBCP
Distância do bico de contato até a peça
xiii
D.L.
Direção de laminação
D.S.
Direção de soldagem
DUPLEX
Aço inoxidável duplex
Eab
Energia absorvida pela chapa (J/mm)
FCAW
Flux Cored Arc Welding
Fe
Ferro
FN
Número de ferrita
g
Comprimento da cabeça
GMAW
Gas Metal Arc Welding
h
Comprimento do ombro.
H+
Íons de Hidrogênio
He
Hélio
K
Condutividade térmica do metal (J/mm . s . oC)
kgf
Kilograma força
kJ
KiloJoules
kJ/mm
KiloJoules por minuto
Lt
Comprimento Total
Lc
Comprimento Paralelo
Lo
Comprimento original
LF
Linha de Fusão
L
Low Carbon
LRSS
Laboratório de Robótica Soldagem e Simulação da UFMG
MAG
Metal Active Gas
MEV
Microscópio eletrônico de varredura
MB
Metal Base
Mn
Manganês
MIG
Metal Inert Gas
Mo
Molibdênio
MOTOMAN SK6
Robô Motoman modelo SK6
N
Nitrogênio
NaOH
Reagente NaOH
Nb
Nióbio
O2
Oxigênio
p.p.m.
Partes por milhão
xiv
PRE
Pitting Resistance Equivalente
R
Velocidade de resfriamento (oC /s)
Si
Silício
SAF
Sandvik Austenitic Ferritic
STICK-OUT
Extensão do eletrodo
Tr
Temperatura que se deseja calcular a velocidade de resfriamento (oC)
Ti
Titânio
To
Temperatura inicial da chapa (oC)
TTDF
Temperatura de Transição Dúctil-Frágil
TEP
Temperatura entre passes
UNS
Unifield Numbering System
UFMG
Universidade Federal de Minas Gerais
USP
Universidade de São Paulo
VICKERS
Dureza Vickers
X
Chanfro em X ou duplo V
ZF
Zona Fundida
ZTA
Zona Termicamente Afetada
xv
RESUMO
Os Aços Inoxidáveis, em especial os aços inoxidáveis duplex, apresentam boas
propriedades mecânicas e de corrosão, por isso são aplicados principalmente nos setores
químicos, petroquímico e de papel e celulose. Considerando a fabricação de peças e
componentes e ainda atividades de reparo e recuperação, faz-se necessário a realização de
soldagens, onde é imperativa a aplicação de critérios e procedimentos adequados, sob o risco
de perda das vantagens referentes às propriedades de resistência mecânica e de corrosão.
Este trabalho tem como motivação gerar informações técnicas sobre a soldabilidade dos aços
inoxidáveis duplex, em especial a formação de fases indesejáveis (sigma).
O objetivo principal é analisar a influência do aporte térmico (energia soldagem +
temperatura entre passes) no balanço de fases, na microestrutura e limites de resistência
mecânica em juntas soldadas dos aços inoxidáveis duplex UNS S31803, em chapa grossa (16
mm), considerando o processo GMAW (com gás de proteção, argônio com 2% de oxigênio)
e como consumível o AWS ER 2209 de diâmetro 1,20 mm. As publicações disponíveis
(MESSER; OPREA; WRIGHT, 2008) atualmente informam que, para manutenção da
condição de inoxidável duplex e não formação de fases intermediárias, em especial a fase
sigma, devem ser aplicadas energias de soldagem entre 0,5 kJ/mm e 2,5 kJ/mm com
temperatura entre passes (TEP) de até 150 ºC. Importante ressaltar que todas as recomendações
se aplicam a chapa com espessura menor que 10 mm, considerada chapa fina. Para conhecer
os efeitos das transformações na microestrutura e consequentemente nas propriedades
mecânicas, a produção das juntas foi divida em três condições:
C1 = 0,85 kJ/mm com temperatura entre passes (TEP) menor que 150 ºC
C2 = 2,5 kJ/mm com temperatura entre passes (TEP) menor que 150 ºC
C3 = 2,51 kJ/mm e temperatura entre passes (TEP) maior que 150 ºC
Como principal critério para a obtenção desses níveis de energia, priorizou-se a variação da
velocidade de soldagem (velocidade da tocha).
A ZF apresentou estrutura típica de aço inoxidável duplex, com equilíbrio entre as frações de
ferrita e austenita. Na morfologia o aumento do aporte térmico não proporcionou variações
xvi
dignas de discussão. Observou-se a presença de ferrita e austenita nas formas alotrimórfica de
contorno de grão, austenita de Windmanstatten e austenita intragranular.
Na ZTA e ZF de todas as juntas, ocorreram pequenas alterações nos valores de microdureza,
limite de resistência à tração e limite de escoamento, em função do aumento do aporte térmico
nas juntas soldadas. Essas variações não foram consideradas significativas quando
comparadas ao metal base.
Em relação à microestrutura da ZTA, todas as juntas apresentaram estrutura mais grosseira
(grãos maiores) nos passes de enchimento, principalmente nas condições C2 e C3. A pequena
dimensão da largura da ZTA foi o ponto que se destacou positivamente para essa região, a
condição C3 que apresentou a maior largura, mediu em média 330 µm, considerada pequena
em relação a outras famílias de aços inoxidáveis. A grande influência do maior aporte térmico
para o material e espessura analisada, foi o volume de fração de ferrita na ZTA. A junta C1
com menor aporte térmico e consequentemente maior velocidade de resfriamento, não
ocorreu a formação equilibrada de ferrita/austenita. O valor de 78 % de ferrita caracterizou a
ZTA dessa junta como ferrítica, possivelmente comprometendo as propriedades de corrosão e
de tenacidade. Para a junta C2, o maior aporte térmico ainda não foi suficiente para garantir
maior volume de ferrita na ZTA (valor final de 73%). Para as juntas C1 e C2, deverá ser
aplicado preaquecimento para reduzir a taxa de resfriamento. Apenas a junta da condição C3
apresentou propriedades aceitáveis para aço inoxidável duplex em relação ao volume de
fração de ferrita na ZTA (valor final de 71%).
Para todas as juntas não ocorreu a formação da fase sigma na ZTA ou na ZF.
Considerando todas as análises realizadas, a junta da condição C3 é indicada como a condição
mais favorável para soldagem de chapa grossa de aço inoxidável duplex UNS S31803.
Palavras-chave: Energia Soldagem, Duplex, Sigma.
xvii
ABSTRACT
The Stainless steel, especially the ones of duplex grade, present good mechanical and
corrosion properties, therefore they are applied mainly in the chemical, petrochemical and
paper and cellulose sectors. Keeping in mind the manufacturing of parts and components, and
in addition, repair and recovery activities, it is necessary to accomplish welding, where the
application of criteria and proper procedures are essential, under the risk of loss of the
advantages regarding the mechanical and corrosion resistance properties.
The motivation for this work is to generate technical information on the weldability of the
duplex stainless steels, in particular the formation of undesirable phases (sigma).
The main objective is to analyze the influence of the thermal contribution (energy welding +
temperature between passes) in the balance phases, in the microstructure and limits of
mechanical resistance in welded joints of stainless steels duplex UNS S31803, in thick plate
(16 mm), taking into consideration the GMAW process (with protection gas, argon with 2%
of oxygen) and as consumable AWS ER 2209 of 1.20 mm diameter . The available
publications (MESSER; OPREA; WRIGHT, 2008) currently report that, in order to maintain
the duplex stainless condition and the non formation of intermediate phases, especially the
sigma phase, welding energies between 0,5 kJ/mm and 2,5 kJ/mm should be applied with
temperature between passes (TEP) of up to 150 ºC. It is important to emphasize that all
recommendations apply to the plates with lower thickness (less than 10 mm), regarded as thin.
In order to know the effects of the transformations in the microstructure and consequently in
the mechanical properties, the production of the joints was divided into three conditions:
C1 = 0,85 kJ/mm with temperature between passes (TEP) lower than 150 ºC
C2 = 2,5 kJ/mm with temperature between passes (TEP) lower than 150 ºC
C3 = 2,51 kJ/mm and temperature between passes (TEP) greater than 150 ºC
As main criterion for obtaining those levels of energy, the variation of the welding speed was
given priority (torch speed).
ZF presented typical structure of duplex stainless steel, with balance between austenite and
ferrite phases. In the morphology the increase of the thermal contribution did not provide
variations worthy of discussion. It was observed the presence of ferrite and austenite in the
allotrimorphic form of grain boundary, Widmanstätten-type austenite and intragranular-type
austenite.
xviii
In the heat affected zone (ZTA) and fusion zone (ZF) of all joints, some small alterations took
place in the microhardness values, resistance limit to traction and drainage limit, due to the
increase of the thermal contribution in the welded joints. Those variations were not regarded
as significant when compared to the metal base.
In relation to the ZTA microstructure, all joints presented rougher structure (larger grains) in
the stuffing passes, mainly in the C2 and C3 conditions. The small dimension of the ZTA
width was the positive point positively emphasized for that area, the C3 condition that
presented greater width, measured 330µm on average, considered to be small in relation to
other stainless steel families. The great influence of the largest thermal contribution for the
analyzed material and thickness was the ferrite fraction volume in ZTA. As for the C1 joint
with smaller thermal contribution and consequently greater cooling speed, it did not promote
the balanced formation of ferrite/austenite. The value of 78% of ferrite characterized the ZTA
of that joint as ferrite, jeopardizing the resistance, corrosion and probably, tenacity properties.
For the C2 joint, the largest thermal contribution was still not enough to guarantee greater
ferrite volume in ZTA (final value of 73%). For the C1 and C2 joints, preheating should be
applied to reduce the cooling range. Only the joint of the C3 condition presented acceptable
properties for duplex stainless steel in relation to the volume of ferrite fraction in ZTA (final
value of 71%).
For all the joints there was no formation of the sigma phase in ZTA or in ZF.
Thus, considering all analyses carried out, the joint of the C3 condition is indicated as the
most favorable condition for welding of thick plate of duplex stainless steel UNS S31803.
Key words: Energy, Sigma, Ferrite.
1
INTRODUÇÃO
Os aços inoxidáveis duplex apresentam uma estrutura composta por ferrita e austenita,
possuem excelente resistência à corrosão intergranular, localizada, e à corrosão sob tensão
(POHL, 1995; DAVISON e REDMOND, 1990) e resistência mecânica maior do que a dos
aços inoxidáveis austeníticos comuns. Este conjunto de propriedades tem permitido a sua
aplicação em ambientes altamente agressivos (GIRALDO, 2001).
Existem vários tipos de aços inoxidáveis duplex, nesse trabalho, foi utilizado o aço inoxidável
duplex UNS S31803. No Brasil, a utilização destes materiais cresceu a partir da década de 90.
Se a soldagem não for executada com os devidos cuidados, as vantagens dos aços inoxidáveis
duplex sobre os aços inoxidáveis tradicionais podem ser perdidas (GIRALDO, 2001).
Portanto, uma grande importância tem sido dada a este tema, nos quais têm ocorrido estudos
relacionados às mudanças microestruturais acontecidas na zona afetada pelo calor (ZTA),
submetida à temperatura elevada no metal de solda e seu efeito no desempenho da junta
soldada. Com isto, na soldagem dos aços inoxidáveis duplex, deve-se obter um controle dos
parâmetros de soldagem para a junta possuir a estrutura metalográfica típica do aço inoxidável
duplex (SENATORE, 2007) e não formar fases intermediarias indesejáveis, principalmente a
fase sigma. Com a formação de fases intermediarias seria necessário o tratamento térmico
pós-soldagem (TTPS) aumentando os custos e a possibilidade de falhas em serviço. O balanço
estrutural é essencial para performance dos aços inoxidáveis duplex (MUTHUPANDI, 2003).
Nos aços inoxidáveis duplex, a energia de soldagem ou aporte térmico e a taxa de
resfriamento, influenciam diretamente as transformações microestruturais e o desempenho da
junta soldada (ECKENROD e PINNOW, 1984).
Considerando como metal base a liga UNS S31803 na condição laminada, recozida e soldada,
através do processo GMAW, trabalhou-se no sentido de avaliar as juntas (3) soldadas com 3
(três) aportes térmicos classificados como alto (2,50 kJ/mm e 2,51 kJ/mm) e baixo (0,85
kJ/mm).
A melhor combinação de resistência mecânica (tração) e resistência a corrosão, considera a
fração volumétrica de ferrita entre 30% e 60% para o MB, 35% a 65% para ZF e ate 70%
para a ZTA (MESSER; OPREA; WRIGHT. 2008). Logo, este trabalho tem como objetivo
2
verificar os efeitos na junta soldada, em relação ao balanço de fases, microestrutura da ZTA e
ZF e resistência mecânica (tração). Devido à aplicação crítica à qual este aço é submetido, é de
extrema importância conhecer o processo de fabricação do mesmo e quais são os fatores que
podem interferir em suas propriedades de forma a se evitar que haja qualquer incidente durante a
sua utilização. Por isso, o estudo do efeito do aporte térmico e da formação das fases
intermetálicas nos aços inoxidáveis duplex, aprofunda-se cada vez mais, na busca por resultados
ainda mais exigentes.
3
2
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
A revisão bibliográfica contempla alguns fundamentos relacionados aos aços inoxidáveis
duplex e suas diversas modalidades de classificações em função de suas microestruturas,
corrosão, processos de soldagem e técnicas metalográficas, os quais são temas que dizem
respeito ao escopo deste trabalho.
Sendo o aço inoxidável duplex UNS S31803 o objeto desta pesquisa, apresentar-se-á ainda
nesta revisão bibliográfica aspectos relativos à sua composição química, metalurgia de
soldagem, efeito do gás de proteção e do aporte térmico nos aspectos metalúrgicos e nas
propriedades mecânicas das juntas soldadas.
2.1
AÇO INOXIDÁVEL
Os aços inoxidáveis são ligas ferrosas que contêm pelo menos de 10 a 12% em peso de
cromo (MODENESI, 2001), conforme FIG. 1, podendo possuir outros elementos em sua
composição. A sua denominação de inoxidável se deve à resistência à corrosão em meios
aquosos na presença de inúmeros agentes orgânicos e minerais agressivos, sendo sua
resistência à corrosão atmosférica um caso particular, e a altas temperaturas (CASTRO E
CADENET, 1975).
A presença de um filme fino (1-3 nm) aderente e contínuo de óxido hidratado na superfície do
metal é a responsável pela resistência à corrosão dos aços inoxidáveis. Este filme passivador
tem como principal constituinte o Cr, por ser facilmente oxidado, mas pode possuir também
outros elementos em sua constituição, dependendo da composição química do aço inoxidável
e do pH do meio no qual está exposto. Seu crescimento na superfície do aço ocorre em
segundos ou minutos ao ar ou em meio oxidante (OLSSON e LANDOLT, 2003), entretanto,
alto teor de cromo pode afetar adversamente as propriedades mecânicas, soldabilidade e a
adequação para aplicações envolvendo exposição térmica. (ASM Handbook, 1993).
4
Figura 1 - Corrosão de aços ao cromo expostos por 10 anos a uma atmosfera
industrial (CHIAVERINI, 1977).
Sob certas condições severas de serviço (meios agressivos, temperaturas elevadas, presença
de tensões trativas, etc.), esse filme protetor pode ser dissolvido ou rompido localizadamente,
podendo proporcionar, caso não seja resgatado, a corrosão do aço. Genericamente, outras
propriedades e características são associadas a estes aços, como resistência mecânica elevada,
manutenção de propriedades mecânicas a altas temperaturas e a baixas temperaturas, baixa
rugosidade superficial facilitando sua limpeza e acarretando uma aparência higiênica, forte
apelo estético (MODENESI, 2001).
Assim, sua utilização está baseada, geralmente, em aplicações cuja exigência principal é a
elevada resistência ao ataque químico por diferentes meios. Entretanto, inúmeras aplicações
são possíveis para esses aços a partir das outras propriedades e características descritas, sendo
então encontrados principalmente na indústria química e alimentícia, bem como na fabricação
de bens duráveis, peças de cutelaria, instrumentos de precisão, e outras.
Além de seus componentes principais, ferro (Fe) e cromo (Cr), os aços inoxidáveis contêm
teores de carbono. Quanto maior for o teor de carbono mais cromo deve estar presente,
devido ao fato do carbono consumir cromo para a formação de carbonetos (ACESITA, 2009;
ASM HANDBOOK, 1992).
5
Os elementos de liga adicionados aos aços inoxidáveis podem ser divididos em duas
categorias quanto ao seu poder de estabilizar as fases ferrita e austenita:
Elementos ferritizantes ou alfagênicos - são assim denominados por aumentarem o campo de
estabilidade da fase ferrita (CCC), δ ou α.
Elementos austenitizantes ou gamagênicos - são responsáveis pelo aumento do campo de
estabilidade da fase austenita (CFC), γ nos aços inoxidáveis. O QUADRO 1 apresenta os
principais elementos e sua influência.
Quadro 1 - Elementos alfagêneos e gamagêneos
Ferritizante
Austenitizante
Cr
Mo
Ti
Ni
Cu
Si
Al
Nb
C
N
V
W
B
Mn
Co
2.1.1 Sistema de classificação
Os aços inoxidáveis são normalmente designados pelos sistemas de numeração AISI
(American Iron and Steel Institute), UNS (Unified Numbering System) ou por identificação
própria do fabricante da liga. Entre estes, o sistema AISI é o mais utilizado e sua classificação
consiste de três dígitos. A série UNS, sistema conjunto da ASTM (American Society for
Testing and Materials) e SAE (Society of Automotive Engineers), apresenta um maior
número de ligas classificadas que a AISI, porque incorpora todos os da série AISI e os de
desenvolvimento mais recente.
Neste sistema, os aços inoxidáveis são representados pela letra S, seguida de cinco
algarismos. Os três primeiros dígitos representam seu similar AISI, caso seja classificado. Os
dois últimos dígitos serão 00 se for um aço comum da designação AISI, e se não, isso
significa que o aço tem alguma característica especial reconhecida pela UNS.
Os aços inoxidáveis são classificados segundo cinco categorias, de acordo com a
microestrutura, estrutura cristalina das fases presentes ou tratamento térmico utilizado, sendo
essas:
6
Ferríticos;
Martensíticos;
Austeníticos;
Duplex;
Endurecíveis por precipitação.
Entre todos os sistemas, a AISI é o mais utilizado (LULA, 1989). Nele, a maioria dos tipos de
aços inoxidáveis possui uma classificação com três dígitos. Os aços austeníticos fazem parte
das séries 200 e 300, enquanto que a série 400 designa os aços ferríticos e também os
martensíticos.
2.1.2 Composição química básica
Considerando a divisão dos aços inoxidáveis conforme citado no item classificação, cada
família se identifica com a seguinte composição química (ASM Handbook – Metallography
and Microstructures, 1992), conforme apresentado na TAB.1.
Tabela 1 - Composição química básica dos aços inoxidáveis
Tipo de aço
C (%)
Cr (%)
0,12
10,5 a 30
0,1 a 1
12 a 17
Ferriticos
Martensiticos
Austeniticos
17 a 25
Outros (%)
8 a 20 Ni
4,5 a 8 Ni
Duplex (1)
18 a 28
2,5 a 4 Mo
0,16 a 0,18 N
Endurecíveis por
Podem ter uma matriz austenítica ou martensítica, com adições de
precipitação
Al, Cu, Ti, Mo, Nb e/ou N, C.
Outros elementos de liga estão presentes na composição dos aços inoxidáveis. Eles são
adicionados para atender objetivos específicos de acordo com as exigências de aplicação do
material.
__________________________
(1)
Conforme Australian stainless steel development association, 2007.
7
2.1.3 Propriedades mecânicas representativas
Na TAB. 2 apresentam-se os principais tipos de aço inoxidáveis e suas respectivas
propriedades mecânicas (lavores mínimos). Todos os valores da tabela têm referencia nos
produtos da empresa SANDVIK(SANDVIK STEEL, 1999).
Tabela 2 - Propriedades mecânicas (mínimas) dos aços inoxidáveis
Tipo Aço
Limite
resistência
(MPa)
Limite
escoamento
(MPa) LE 0,2%
Alongamento
50 mm (%)
AISI 304
700
300
54
AISI 316
620
300
52
AISI 409 L
390
210
38
AISI 430
480
330
27
SAF 2507
800~1000
550
25
UNS
S31803
680~880
450
25
SAF 2304
600~820
400
25
Fonte: SANDVIK STEEL 1999, duplex stainless steels
2.1.4 Resumo das características de cada tipo de aço inoxidável
No QUADRO 2 são apresentados os diversos tipos de aços inoxidáveis e suas principais
características físicas, mecânicas e quanto à resistência a corrosão.
8
Quadro 2 . Características dos grupos de aços inoxidáveis (FEDELE et al., 1999)
2.1.5 Resumo do comportamento a soldagem dos aços inoxidáveis
Resumo dos tipos de aços inoxidáveis, com os respectivos comportamentos no processo de
soldagem e as soluções recomendadas (BALSAMO, 2000), pode ser visto no QUADRO 3.
Quadro 3 - Problemas na soldagem dos aços inoxidáveis (BALSAMO, 2000)
Tipo aço
inoxidável
Problema
Sensitização
Ferrítico
Fragilização por
hidrogênio
Crescimento de grão
Sensitização
Austenítico
Trincas a quente
Martensítico
Fragilização por
hidrogênio
Recomendação
Material adequado (estabilizado ao titânio
ou ao nióbio); reduzir energia de soldagem.
Procedimento que introduzam pouco
hidrogênio durante a soldagem.
Procedimento com energia de soldagem
menor possível.
Material adequado (estabilizado ao titânio
ou ao nióbio); reduzir energia de soldagem.
Utilizar material com baixo teor de enxofre
e fósforo; utilizar metais de adição que
gerem um teor de ferrita em torno de 8%
no cordão de solda; modificar a geometria
da junta para reduzir tensões introduzidas
durante a soldagem.
Procedimento que introduzam pouco
hidrogênio durante a soldagem; reduzir a
velocidade de resfriamento da junta (préaquecimento, pós aquecimento)
9
2.2
AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX LAMINADOS
Os aços inoxidáveis duplex surgiram na década de 1930, quando se iniciou o
desenvolvimento desse tipo de material nos Estados Unidos e na Europa, porém foi apenas na
década de 1970 que se chegou a um material mais refinado, com um controle mais efetivo da
sua composição. Este material somente começou a ser utilizado no Brasil na década de 1990
(MARTINS E CASTELETTI, 2007).
O principal objetivo foi o de substituir as ligas de cobre, altamente utilizadas para aplicações
em ambientes marinhos, uma vez que reúnem elevada resistência à corrosão. Porém, as
propriedades mecânicas das ligas de cobre são inferiores às dos aços, limitando assim suas
aplicações (WEBER, 2004).
Os aços inoxidáveis duplex são materiais com microestrutura bifásica, composição química
balanceada entre os elementos gamagênicos e alfagênicos, estabilizadores de austenita (CFC)
e ferrita (CCC), respectivamente, de tal forma que se obtém uma estrutura de austenita e
ferrita à temperatura ambiente, ou seja, composta por uma matriz ferrítica e ilhas de austenita
(SENATORE, 2007), com frações volumétricas aproximadamente iguais dessas duas fases.
Essa classe de materiais é caracterizada por apresentar combinação de elevadas propriedades
mecânicas e também de resistência à corrosão em meios agressivos devido à sua habilidade
em se passivar e permanecer no estado passivo em diversos meios aos quais é submetido
(SENATORE, 2007).
Devido ao efeito do refino de grão, obtido pela estrutura austenítica-ferrítica e ao
endurecimento por solução sólida, estes aços apresentam resistência mecânica superior aos
aços inoxidáveis austeníticos e ferríticos. Têm baixo coeficiente de expansão térmica, alta
condutividade térmica e são ferromagnéticos devido à presença de ferrita. Os aços inoxidáveis
duplex são frequentemente, utilizados nas indústrias química e petroquímica (em unidades de
dessanillização, dessulfuração e equipamentos para destilação), de papel e celulose (em
digestores, plantas de sulfito e sulfato e sistemas de branqueamento) siderúrgica, alimentícia e
de geração de energia. Podemos ressaltar ainda a aplicação em componentes de equipamentos
expostos à água do mar, trocadores de calor, bombas e tubos nas indústrias química,
petroquímica, de papel e celulose (CHAWLA, 1995).
10
Possuem em sua composição maiores teores de cromo (entre 18 e 28 %) e menores de níquel
(3,5 a 8 %) e apresentam adições de molibdênio e de nitrogênio. O molibdênio, juntamente
com o cromo, é forte estabilizador da ferrita e auxilia na melhoria da resistência à corrosão
uniforme e localizada. O nitrogênio favorece e acelera a formação da austenita e a endurece
fortemente.
Apresentam boa tenacidade e ductilidade quando a quantidade de ferrita e austenita é
balanceada, aliado a maior resistência à corrosão sob tensão quando comparados aos aços
inoxidáveis austeníticos (a austenita contribui com a tenacidade ao impacto e a ferrita, mais
dura, melhora as características mecânicas).
Teores maiores de ferrita (α) aumentam a resistência mecânica; porém, favorecem a
precipitação de fase sigma durante o resfriamento de solidificação (BONAVINA, 2003).
2.2.1 Microestrutura
A microestrutura duplex é obtida através do balanceamento dos elementos de liga e de
tratamento termomecânico durante a conformação mecânica a aproximadamente 1200 ºC
(BRANDI, 2008). Nessa faixa de temperatura, os aços inoxidáveis apresentam um
comportamento muito próximo do equilíbrio estável e metaestável, produzindo uma estrutura
lamelar com grãos alongados na direção de laminação e composta por uma matriz ferrítica
com ilhas de austenita, sendo de aproximadamente 35-55 % de ferrita e 45-65 % de austenita.
(SOLOMON, 1982).
O balanceamento dos elementos de liga, nos aços inoxidáveis tem a função de controlar os
teores de elementos estabilizadores de austenita, ou gamagênicos (níquel, carbono, nitrogênio)
e de elementos estabilizadores da ferrita, ou alfagênicos (cromo, molibdênio e silício). Esses
elementos constituem a composição química dos aços inoxidáveis duplex.
A microestrutura típica e frações de ferrita e austenita são mostradas nas FIG.2 referentes ao
mesmo metal de base usado no desenvolvimento desse trabalho. Podem-se observar os grãos
alongados devido ao processo de laminação e alternados com duas fases, clara: austenita e
escura: ferrita.
11
Figura 2 - Microestrutura do aço inoxidável duplex (UNS S31803)
ferrita (cor escura) e austenita(cor clara).
Fonte: ArcelorMittal Inox Brasil. 2009.
2.2.2 Propriedades Físicas
Na TAB. 3 são apresentados os principais tipos de aços inoxidáveis, com destaque para os
aços inoxidáveis duplex UNS S32304, UNS S31803(ASTM A890 4-A) e UNS S32750
(ASTM A890 5-A), e suas respectivas composições químicas, conforme normas UNS e AISI.
Os diferentes tipos de aços inoxidáveis duplex são classificados em três grupos, com relação
à composição química:
a) Aços inoxidáveis duplex de baixa liga ou Lean duplex: devido ao menor teor de elementos
de liga são materiais econômicos, não possuem molibdênio na composição química e podem
substituir aços inoxidáveis austeníticos como AISI 304L/316L (o aço inoxidável duplex UNS
S 32304 é o mais indicado).
b) Aços inoxidáveis duplex de média liga: nessa família, enquadram-se os aços inoxidáveis
duplex mais utilizados. O aço inoxidável duplex UNS S31803 é o mais indicado. Apresentam
resistência à corrosão intermediária entre os austeníticos comuns AISI 304L/316L e aços
inoxidáveis super austeníticos com 5 e 6% de molibdênio.
c) Aços inoxidáveis duplex de alta liga: comumente designados por super duplex. O UNS
S32750 apresenta elevada resistência à corrosão comparável aos super austeníticos que
possuem entre 5 e 6 % de molibdênio.
12
Tabela 3 - Composição química dos principais aços inoxidáveis
Fonte: Normas AISI e UNS.
A FIG. 3 ilustra resultados obtidos no ensaio de impacto para a liga 316L e três tipos de aço
inoxidável duplex: UNS S 32304, UNS S31803 e UNS S32750. Observa-se que a temperatura
de transição dútil-frágil para os inoxidáveis duplex é aproximadamente -35ºC e a liga 316L
não apresenta esse fenômeno. A transição dútil-frágil dos aços inoxidáveis duplex é
característica da fase ferrítica.
Figura 3 - Resistência ao impacto dos aços inoxidáveis duplex e 316L.
Para construir a tabela da FIG. 3, foi realizado o ensaio Charpy, com corpos de prova de
seção 10x10x50 mm e entalhe em V. Os ensaios foram realizados na direção transversal a
direção de laminação (SENATORE, 2007).
A TAB. 4 apresenta as principais características físicas dos aços inoxidáveis duplex,
estabelecendo um comparativo com as dos aços inoxidáveis austeníticos e ferríticos.
Observando os dados dessa tabela, nota-se que os aços inoxidáveis duplex apresentam
13
comportamento intermediário entre os aços inoxidáveis austeníticos e ferríticos.
A condutibilidade térmica dos aços inoxidáveis duplex é maior do que a dos aços inoxidáveis
austeníticos.
Tabela 4 - Propriedades físicas dos aços inoxidáveis
Microestrutura
Do material
UNS
Ferrítico
S43000
Calor específico
J/kg°C
20°C 200°C 400°C
460
540
580
Condutibilidade Térmica
W/m°C ( ± 10°C)
20°C
200°C 400°C
17
22
23
Austenítico
S30400
480
510
540
14
17
20
Duplex
S32304
490
530
590
16
18
21
Duplex
S31803
480
530
590
14
17
20
Duplex
S32750
480
530
580
14
17
20
Fonte: (SENATORE, 2007)
Devido à presença da fase ferrita, os aços inoxidáveis duplex possuem menor coeficiente de
expansão térmica que os austeníticos, fazendo com que estas ligas apresentem comportamento
próximo ao dos aços carbono. A FIG. 4 apresenta uma comparação entre os coeficientes de
expansão térmica do aço inoxidável duplex com os das ligas austeníticas AISI 316L e 304L e
um aço ao carbono. A faixa de temperatura foi de 30 a 100 ºC. (SENATORE, 2007).
Figura 4 - Expansão térmica x 10 -6/ ºC dos aços inoxidáveis duplex (SENATORE, 2007).
2.2.3 Propriedades Mecânicas
As propriedades mecânicas de um aço inoxidável duplex refletem as propriedades mecânicas
das fases individuais austenita e ferrita, particularmente a fase ferrita. A ferrita quando
14
adicionada à austenita tem o papel de aumentar o limite de escoamento de um aço duplex,
especialmente em baixas temperaturas (SOLOMON e DEVINE, 1982).
Quanto às propriedades mecânicas, esse material ocupa um lugar de destaque, pois possui um
limite de resistência mínimo à tração superior a 600 MPa, limite de escoamento mínimo
superior a 450 MPa e alongamento em 50 mm de 25 %. A alta tenacidade é o resultado do
pequeno tamanho de grão e da forte presença de austenita em sua estrutura (BORSATO,
2006).
A combinação entre os elevados valores de alongamento da austenita com o elevado limite de
escoamento da ferrita nos aços inoxidáveis duplex, forma um conjunto de notáveis
propriedades mecânicas. Os aços inoxidáveis duplex apresentam elevado limite de
escoamento, na ordem de duas vezes o valor dos aços austeníticos. Além disso, apresentam
um alongamento mínimo em torno de 25 % (SENATORE, 2007). O comportamento
mecânico dos aços inoxidáveis duplex está intimamente relacionado com a característica de
cada fase, por isso o balanceamento entre as frações volumétricas de austenita e ferrita deve
estar próximo de 50% para cada uma das fases, a fim de se maximizar as propriedades
mecânicas. A TAB. 5 apresenta as propriedades mecânicas dos aços inoxidáveis de
microestrutura duplex com os aços inoxidáveis austeníticos.
Tabela 5 - Comparação das propriedades mecânicas (valores mínimos) (NILSSON, 1997).
Os aços inoxidáveis duplex apresentam alta resistência ao impacto na temperatura ambiente
(25 ºC). Sua tenacidade está limitada à fração volumétrica e distribuição da ferrita. Com uma
fração volumétrica de austenita da ordem de 40%, obtém-se prevenção efetiva do crescimento
de trincas. Dessa forma, a orientação e a morfologia da estrutura dos aços duplex são
importantes na avaliação da tenacidade. Vários documentos apresentaram as ligações entre
15
propriedades mecânicas e microestrutura, isso inclui o efeito de tratamento térmico,
precipitação de fases e as propriedades mecânicas do material (NILSSON, 1997 e
DAKHLAOUI, 2007).
Para os aços inoxidáveis duplex UNS S31803 e UNS S32750, o percentual da fase sigma
em torno de 1 a 2 %, já reduz de forma drástica a tenacidade dos aços mesmo se as
propriedades de tração forem menos afetadas. A transformação mais comum é a
decomposição espinoidal da ferrita em α’ – separação da ferrita em teores baixo e alto de
cromo em uma escala muito pequena. Esta transformação é conhecida como a transformação
de 475 °C (acontece principalmente entre 280 e 475 °C). Observa-se também um
endurecimento subseqüente e fragilização da ferrita. Isto explica por que a maioria das
aplicações é restrita a temperaturas mais baixas que 250 °C (CHARLES, 2008).
O efeito da ferrita nas propriedades mecânicas dos aços duplex é ilustrado nas figuras 5 a 9.
A FIG. 5 apresenta o endurecimento devido à presença de 50-60 % em volume de ferrita (a
estrutura do aço inoxidável duplex), comparado com as curvas de material austenítico e
ferrítico com aproximadamente a mesma composição química de ferrita e austenita
encontradas em aço inoxidável duplex. O limite de escoamento está entre o da austenita e da
ferrita, porém mais próximo do limite de escoamento da ferrita do que prediz a regra das
misturas. Acredita-se que o endurecimento extra se deva ao refinado tamanho de grão da
estrutura duplex comparado com os grosseiros grãos das fases separadas, ferrita e austenita
(SOLOMON e DEVINE, 1982).
Figura 5 - Tensão vs. deformação verdadeiras aço duplex . (FONTES, 2009).
A FIG. 6 indica que a dependência da temperatura para o limite de escoamento do aço duplex
rico em ferrita é equivalente ao limite de escoamento para a ferrita pura.
16
Figura 6 - Limite de escoamento e dependência com a temperatura. (FONTES, 2009).
A FIG. 7 ilustra que o limite de escoamento aumenta com o aumento da porcentagem
volumétrica de ferrita.
Figura 7 - Dependência do limite de escoamento de aços inoxidáveis
duplex com a porcentagem em volume de ferrita (FONTES, 2009).
17
A FIG. 8 mostra, porém, que o inverso é válido para o limite de resistência, que diminui
com o aumento da porcentagem volumétrica de ferrita.
Figura 8. Dependência do limite de resistência com a percentagem
em volume de ferrita (FONTES, 2009).
A FIG. 9 mostra que o desenvolvimento de trincas de clivagem na fase ferrítica não apenas
reduz a ductilidade, como também reduz extremamente a tenacidade, pois aumenta a
temperatura da transição dúctil-frágil. (SOLOMON e DEVINE, 1982).
Figura 9 : Dependência da energia de impacto de aços inoxidáveis
duplex com a porcentagem em volume de ferrita (FONTES, 2009).
18
2.2.4 Resistência à Corrosão
A seleção do material (família de aço inoxidável) deve ser efetuada considerando
principalmente a temperatura de trabalho, conforme TAB. 6 e o meio corrosivo. A adição de
determinados elementos de liga melhoram a resistência a oxidação os aços, entre os quais
podem ser citados: Cr, Ni, Mo, Si e Al. A adição de cromo nos aços aumenta a resistência a
oxidação de acordo com a TAB.6, porque tem a propriedade de oxida-se em contacto com o
oxigénio do ar, formando uma película, muito fina e estável de óxido de cromo (Cr2O3) que se
forma na superfície exposta ao meio.
A resistência à corrosão é determinada pela capacidade de passivação dos aços
inoxidáveis duplex e de permanecer nesse estado no ambiente a que estiver exposto. Essa
propriedade está relacionada, principalmente, aos elementos de liga presentes na composição
química do aço, embora outros fatores como tamanho de grão, distribuição e morfologia de
inclusões, precipitação de fases e qualidade da superfície também exerçam influência.
Tabela 6 - Relação de percentual de cromo com resistência a oxidação
para os aços inoxidáveis.
CROMO
(%)
TEMPERATURA
(ºC)
0,75 - 1,0
540
2-3
600
4-6
650
7–9
700
13
750
17
850
21
1.000
25
1.100
Fonte: (ACESITA, 2005)
O mecanismo de corrosão mais comum é a corrosão por pite. Em geral, os aços inoxidáveis
duplex apresentam elevada resistência a esse mecanismo. Nos aços inoxidáveis austeníticos,
19
assim como nos ferríticos, os elementos de liga estão distribuídos em uma única fase, fazendo
com que a resistência à corrosão desses aços seja relativamente homogênea. Nos aços
inoxidáveis duplex, no entanto, caso uma das fases apresente menor resistência à corrosão,
esta determinará o comportamento do material. Embora a concentração dos elementos de liga
seja diferente nas fases ferrita e austenita, os aços inoxidáveis duplex modernos possuem
apurado balanceamento de elementos de liga em ambas as fases, conduzindo a propriedades
de corrosão bastante equilibradas para as duas fases (SENATORE, 2007).
2.2.4.1 Corrosão por Pite
O que caracteriza a corrosão por pite é a capacidade que o metal tem de se passivar, ou seja,
formar um filme contínuo e aderente de óxidos capaz de impedir a penetração de oxigênio no
metal. A avaliação da resistência à corrosão por pite de um metal pode ser feita de diversas
maneiras. No caso particular dos aços inoxidáveis, algumas expressões matemáticas
relacionam a influência dos elementos de liga na resistência à corrosão por pites. Os
elementos de liga que ditam o comportamento são Cr, Mo e N. O equivalente de resistência a
pite ou PRE (pitting resistance equivalent) é a fórmula mais usada industrialmente. É uma
equação simples que permite comparar, de forma genérica, a resistência à corrosão de
diferentes aços inoxidáveis (SENATORE, 2007).
O número de resistência ao pite equivalente (PREN ou PRE) é uma forma teórica de comparar
a resistência à corrosão por pite de vários tipos de aços inoxidáveis, com base em suas
composições química, porém, não pode ser usado isoladamente para prever se um material
será apropriado para uma determinada aplicação, onde é possível a corrosão por pite
(SEDRIKS, 1996).
Para os aços inoxidáveis duples, aplica-se:
PRE = %Cr + 3,3x%Mo +16x%N
(1)
A equação (1) é indicada para os aços inoxidáveis austeníticos e pode ser empregada na
comparação entre eles e os aços inoxidáveis duplex. Apesar da boa correlação entre as
expressões do PRE e resultados de diversos ensaios de corrosão, tais expressões devem ser
usadas qualitativamente, visando somente estabelecer um ranking aproximado entre diferentes
aços inoxidaveis. No caso dos aços inoxidáveis duplex, é necessário considerar a resistência à
corrosão por pite das duas fases, haja vista que há diferença dos elementos de liga presentes
na austenita e ferrita. Caso uma das fases apresente menor resistência à corrosão, esta
determinará o comportamento do material.
20
PRE ou PREN são formulas "lineares", onde o molibdênio e níveis de nitrogênio são
"ponderados" para avaliar sua forte influência sobre a resistência à corrosão por pite.
Geralmente assumem a forma: PREN = Cr + mMo + n N , onde ′m′ e ′n′ (n=30) para aços
inoxidáveis austeníticos) são os fatores de molibdênio e nitrogênio. A versão mais utilizada da
fórmula é:
PREN = Cr + 3.3Mo + 16N.
A TAB. 7 apresenta o PRE para alguns aços inoxidáveis, para a construção dessa tabela, a
resistência à corrosão localizada do super duplex UNS S32750 e AISI 316L foi verificada
pela
aplicação
do
método
eletroquímico,
incluindo
medições
de
polarização
potenciodinâmica. Os ensaios foram executados em uma solução neutra de 3% de NaCl e pH
= 7. Os dois aços inoxidáveis, UNS S32750 e o AISI 316L, foram cedidos pela Sandvik
Materials Technology (SENATORE, 2007).
Tabela 7 - PRE de alguns aços inoxidáveis
Fonte: (SENATORE, 2007)
Quanto maior o valor do PREN maior é a resistência à corrosão por pite do material. Em aço
duplex solubilizado pode ocorrer pite tanto na austenita como na ferrita: se o aço contém
nitrogênio, que se localiza na austenita, a resistência à formação de pites será maior nesta
fase; já em aços sem nitrogênio, a ferrita tem maior resistência à formação de pites por
apresentar teores mais altos de cromo e molibdênio (MAGNABOSCO, 2001).
21
2.2.4.2 Corrosão sob tensão
A corrosão sob tensão (C.S.T.) é um processo resultante da ação simultânea de um meio
corrosivo específico e tensões de tração residuais ou aplicadas. Nos aços inoxidáveis, este é o
mecanismo de corrosão responsável pelo maior número de falhas na indústria. Os principais
meios corrosivos onde a C.S.T. ocorre são: soluções aquecidas neutras ou ácidas contendo
cloreto, ácido politiônico, ambientes cáusticos e meios contendo H2S.
A FIG. 10 apresenta os resultados de ensaio para as ligas de aços inoxidáveis duplex e aços
inoxidáveis austeníticos. O teste foi realizado com carga constante em uma autoclave
pressurizada com solução neutra de cloretos. A pressão total da autoclave foi de 100 bar, as
soluções de cloreto continham aproximadamente 8 p.p.m. de oxigênio e a tensão aplicada foi
equivalente à tensão de escoamento na temperatura de teste. As amostras foram avaliadas
após um período de 1.000 horas.
Abaixo das curvas para cada material não foram observadas trincas de CST. Medição de
resistência à C.S.T. em solução neutra contendo cloretos (aproximadamente 8 p.p.m. de
oxigênio). (SENATORE, 2007).
Figura 10 : Resistência à CST, solução neutra contendo cloretos (SENATORE, 2007).
22
2.2.5 Aplicações dos aços inoxidáveis duplex
Os aços inoxidáveis duplex apresentam uma combinação desejável de propriedades tais como:
resistência mecânica superior aos inoxidáveis austeníticos ou ferríticos tradicionais,
ductilidade e tenacidade superiores aos inoxidáveis martensíticos e endurecíveis por
precipitação, além de excelente resistência à corrosão intergranular, corrosão por pite e
corrosão sob tensão. Devido a essa combinação de propriedades, aços dessa classe têm uma
ampla aplicação na engenharia (SUTTO, 2003), conforme apresentado na FIG. 11.
23Cr-4Ni-0,1Mo
PRE = 25
22Cr-5Ni-3Mo
PRE = 35
25Cr-duplex
PRE = 43
25Cr
superduplex
PRE > 40
Químico
Tubulações,
instrumentação
Serpentinas
para fusão de
enxofre,
tanques,
trocadores de
calor,
Separadores de
uréia,
trocadores de
calor, vasos de
pressão
Tubulações
para
evaporação de
sal e
resfriamento
de água do mar
Petroquímico
Reatores com
carcaça de aço
carbono
Unidades de
dessalinização
e dessulfuração
Equipamentos
de
dessulfuração,
carcaça de
bombas
Tubulações
para ambientes
contendo Cl- e
HCl
Papel e celulose
Pré
aquecedores
dos
digestores
Digestores em
plantas de
sulfato, sulfito,
cilindros de
pressão
Digestores e
pré
aquecedores
dos digestores
Equipamentos
de
branqueamento
Energia nuclear
Aquecedores
de água de
alimentação,
reaquecedores
Tubulações de
injeção em
fontes
geotérmicas
-
Óleo e gás
Resfriadores,
tubulações,
sistemas de
tensão,
instrumentação
Estrutura,
cabos,
tubulações de
gás natural,
vasos de
pressão
Campanas de
mergulho,
tubulações de
gás
Setor
Industrial
Trocadores de
calor, fontes
geotérmicas,
salinas,
marinhas
Tubulações
contra
incêndio, vasos
de pressão,
válvulas,
perfuração
marinha,
Figura 11. Principais aplicações dos aços inoxidáveis duplex [SUTTO, 2003]. Corrigido.
23
2.2.5.1 Aplicações em óleo e gás
Aços inoxidáveis duplex apresentam desafios técnicos, propriedades importantes e excelente
relação custo/propriedades, em particular, para aplicações críticas como indústrias químicas e
petroquímicas. Aços inoxidáveis duplex "padrão" (UNS S 32304, UNS S 32205, UNS S
32507) foram confirmados como aços com desempenhos notáveis por mais de 20 anos em
aplicações de serviço, em particular nas aplicações de petróleo e gás. Novas séries incluem os
aços “Lean” duplex" ( que possui baixo teor de Molibdênio ou Cromo), dedicados a mercados
de grande volume e outros "nichos" específicos. Aços inoxidáveis duplex começam a ser
produtos bem estabelecidos com crescimento anual de dois dígitos graças à produção de
novos tipos e produtos (bobinas e barras) visando substituição da serie AISI 300 e aços ao
carbono patináveis em aplicação estrutural.
As primeiras conferências internacionais sobre aço inoxidável duplex (St. Louis/EUA/82 e
Den Hague/NL/86) foram focadas, principalmente, em aspectos "científicos" devido ao
caráter metalúrgico (precipitação de fases, resistência à corrosão, propriedades mecânicas). A
Conferência de BEAUNE 91/França foi a primeira conferência a mesclar aplicações
científicas e de mercado (CHARLES, 2008; FARIA, 2008).
A produção mundial dos aços duplex representa em torno de 200 kt, ou seja, menos de 1% da
produção total de inox, embora sua produção tenha crescido mais de 100 % na última década.
Os principais tipos de produto e aplicações de mercado são apresentados na FIG. 12.
Figura 12. Principais produtos expedidos em 2004
(CHARLES, 2008; FARIA, 2008).
24
Os aços inoxidáveis “super duplex”, UNS S32750 (Cu, W) e os Lean Duplex (UNS S32304 e
UNS S32101) representam, cada um, em torno de 10 % da produção total de inoxidáveis
duplex. Espera-se que o Lean Duplex substitua os aços 304/316 (CHARLES, 2008; FARIA,
2008).
O desenvolvimento da produção do duplex UNS S31803, incluindo produtos laminados a frio,
tem sido feito no grupo ArcelorMittal, incluindo algumas experiências no Brasil (Usina de
Timóteo - MG). Uma primeira família está relacionada aos chamados lean duplex, tendo um
nível mais baixo de molibdênio, adição de níquel e complementares de manganês, outro
estabilizante da austenita. Os novos aços também tiveram o teor de nitrogênio aumentado
devido seu baixo custo e sua melhoria na estabilidade dos aços inoxidáveis austeníticos e
resistência à corrosão. Os objetivos principais desses aços é uma substituição parcial dos aços
AISI 316 e AISI 304 (CHARLES, 2008; FARIA, 2008).
Alguns desses aços ainda têm teores altos de molibdênio combinados a adição de níquel. Os
aços lean duplex podem ser restritos aqueles sem nenhum molibdênio e teor de níquel inferior
a 3%. Entre os lean duplex, a ArcelorMittal está desenvolvendo os aços UNS S32304 e mais
recentemente o aço UNS S32202. Hiper-duplex foram desenvolvidos recentemente com
resistência à corrosão e estabilidade estrutural maior que o UNS S32507. As forças motrizes
são adições mais elevada de cromo e nitrogênio e possível substituição parcial de molibdênio
através da mistura molibdênio + tungstênio, o que pode contribuir para estabilizar o aço e
fornecer menor sensibilidade à precipitação intergranular de fases quando aquecido.
2.2.5.2 Desenvolvimento de chapas grossas e suas aplicações
As propriedades mecânicas peculiares do aço explicam sua ascensão ao posto de principal
material de engenharia usado nas grandes estruturas do mundo moderno. O aumento da
competitividade das chapas grossas de aço passa não somente pelo desenvolvimento de
produtos propriamente ditos, como também por melhorias em todo o seu ciclo de vida. A
redução dos custos de fabricação, desenvolvimento de processos de manufatura e projetos de
aplicações que explorem o máximo as características específicas do material, dentre as quais
está a total reciclabilidade, fator que tende a assumir importância crescente no futuro
(GORNI, 2006).
25
Os custos do processamento no cliente têm de ser reduzidos ao máximo. Um aspecto de
capital importância para as indústrias de base é a soldabilidade das chapas, processo que pode
responder por 60% dos custos de fabricação de uma estrutura. A diminuição das variações de
composição química e propriedades no produto entre um lote e outro também reduz a
freqüência de ajuste dos equipamentos de transformação, agilizando a operação do cliente.
Chapas com melhor qualidade superficial e dimensional, reduzem o número de etapas de
processamento no cliente e os custos a ele associados. Melhores níveis de planicidade evitam
a necessidade de desempeno, processo que pode custar até 60 dólares por tonelada. Os
requisitos atuais vão de 12 a 23 mm/m no caso de produtos normais e 2 a 12 mm/m no caso
de produtos especiais. Além disso, eles permitem o uso de processos de corte que reduzem a
largura da zona termicamente afetada das bordas, como os que usam plasma ou laser,
aumentando o rendimento metálico. Note-se que o corte a laser só é possível de forma
consistente em chapas com flecha máxima de 3 a 5 mm/m. Além disso, esses processos
minimizam a distorção após corte ou soldagem, reduzindo a aplicação de processos de
desempeno que podem custar até 100 dólares por hora e representar de 25 a 30 % do custo
associado à mão-de-obra na construção de um navio (GORNI, 2006; SILVEIRA 2006).
A melhor precisão dimensional das chapas grossas também contribui para tornar viável a
aplicação de novas tecnologias de corte e soldagem, além de permitir a redução de peso das
estruturas construídas com elas. Isto também é importante para as siderúrgicas, pois cada vez
mais as condições de venda são estabelecidas em função do número de peças, e não de seu
peso. A questão da reciclabilidade dos materiais está assumindo importância cada vez maior,
especialmente na Europa e Japão. A legislação européia impõe que 85 % dos bens de
consumo duráveis sucatados sejam reciclados por seus fabricantes, percentuais que se elevará
para 95 % em 2015. Este é um aspecto bastante favorável para o aço, que é um material
totalmente reciclável.
A crise do petróleo ocorrida entre 1975 e 1985 promoveu a exploração de jazidas localizadas
em regiões muito frias, na Sibéria e Alasca. Isso elevou as exigências em termos de
tenacidade e soldabilidade do material. O transporte de tubos até regiões remotas também
exigiu a redução de seu peso para que diminuísse os investimentos necessários para sua
construção, o que significa um aumento de sua resistência mecânica. Essas necessidades
26
levaram ao surgimento de um novo conceito de liga, os aços de alta resistência e baixa liga
(ARBL), micro ligados ao Nb, Ti e/ou V (GORNI, 2006).
A questão da soldabilidade também é crítica para esta área de aplicação das chapas grossas.
Mais uma vez, o uso de resfriamento acelerado após a laminação de chapas grossas revela-se
um recurso extremamente eficaz para garantir alta resistência mecânica em ligas com menores
teores de carbono e elementos de liga. Constatou-se nos últimos anos um aumento da
severidade dos requisitos em termos da qualidade superficial das chapas grossas a serem
fornecidas para máquinas agrícolas e tratores.
A justificativa dos clientes para essa exigência não está tanto na adequação ao uso do
material, mas sim no aspecto estético do implemento, fator que ajudaria na promoção de sua
venda aos clientes. Esse item de qualidade está exigindo remoção de carepa mais intensa e
uniforme durante a laminação a quente para assegurar uma superfície mais adequada. Além
disso, as chapas não podem passar por operações para remoção de defeitos superficiais, tais
como lixamento, esmerilhamento, reparo por solda, etc., além de não poderem apresentar
riscos, como os causados por manipulação incorreta do material durante o transporte até o
cliente. Isso exige placas com alta qualidade superficial, elevado grau de limpeza
inclusionária do aço (GORNI, 2006).
2.3
PRECIPITAÇÃO NOS AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX
A formação da microestrutura dos aços inoxidáveis ocorre a partir da solidificação ferrítica
do metal líquido na faixa de temperatura de 1440 a 1490 ºC, seguida pela precipitação de
austenita, no estado sólido (1200 ºC), por nucleação e crescimento (SOLOMON, 1982).
Caso o resfriamento seja rápido, entre 1200 e 800ºC, a precipitação de austenita é suprimida e
na ZTA pode precipitar nitretos de cromo na matriz ferrítica. Se o aço for aquecido abaixo de
aproximadamente 1000 ºC, sua microestrutura não é estável (LULA, 1989) e pode ocorrer a
precipitação de fase sigma ou nitreto de cromo, com pequena alteração da microestrutura. O
aparecimento destas fases pode prejudicar o desempenho dos aços inoxidáveis duplex,
principalmente em termos de propriedades mecânicas, resistência à corrosão e soldabilidade
(SOLOMON, 1982), a TAB. 8 apresenta as principais fases secundárias que podem precipitar
nos aços inoxidáveis duplex.
27
Tabela 8 - Principais fases secundárias dos aços inoxidáveis duplex
Fase
Estrutura cristalina
Ferrita
Austenita
Carboneto (M23 C6 )
Carboneto (M7C3 )
Fase Sigma(FeCr)
Nitreto(Cr2 N)
α‘(alto Cr)
CCC
CFC
CFC
Ortorrômbico
Tetragonal
Trigonal
CCC
Faixa de
temperatura (°C)
550 a 1000
950 a1100
650 a 1000
550/1000
350-750
Composicao quimica
Fe
Cr
Ni
54,5 27,9 8,4
55,5 27
10
35
60
2
Mo
2,9
3,6
3
Outros
0,05 N
0,54 N
C
55
29
4,6 85,5
12
72
11
4,8
10
5,1 N
3 Si
5
3
Fonte: (MENEZES, 2005)
A utilização de elementos de liga tais como o Cr e Mo para auxiliar na resistência a corrosão
localizada do material em meios que contem cloreto, pode aumentar a taxa de formação de
fases intermetalicas, tais como sigma, chi e laves, que podem precipitar na matriz dos aços
inoxidáveis, fragilizando o material na temperatura ambiente. (SEDRIKS, 1996).
Fases intermetalicas tais como sigma (σ), chi (χ) e laves (η) podem se formar em altas
temperaturas (entre 595 ºC e 1000 ºC) e em materiais que possuam quantidade superior a
14 % Cr, alem de elementos como Nb e Mo. A presença destas fases pode comprometer as
propriedades do material, ou seja, é responsável por um aumento na dureza, com diminuição
na ductilidade, tenacidade e resistência a corrosão (MAGALHÃES, 2004).
A precipitação de fase sigma (σ) ocorre principalmente através da decomposição eutetóide da
ferrita (δ) em fase sigma (σ) e austenita (γ). A concentração de Cr, Mo, W e Si em cada fase
decresce na ordem σ, δ, γ, enquanto que a concentração de Ni e Mn decresce na ordem
inversa. Quanto maior a concentração de Cr e Mo maior a taxa de precipitação de fase sigma,
enquanto que o aumento do teor de Ni reduz significativamente a quantidade de fase sigma na
microestrutura. As curvas de precipitação da fase sigma são do tipo “C”, com o “cotovelo” da
curva entre 850 °C e 900 °C. A essas temperaturas, a fase sigma aparece com 5 minutos de
exposição e a ferrita decompõe-se completamente após 30 minutos. O QUADRO 4 mostra os
efeitos dos diversos elementos de liga que constituem os aços inoxidáveis duplex.
28
Quadro 4 - Efeitos causados pelos elementos de liga nos aços inox duplex (WEBER, 2004).
Para a maioria dos aços duplex foi confirmado que a fase sigma obtida da decomposição
eutetóide da austenita é a fase frágil mais comum observada. A fase chi é observada
freqüentemente como precipitação intermediária antes de transformar na fase sigma
(CHARLES, 2008).
As fases sigma e chi têm um efeito de fragilização forte enquanto que a fase γ2 (austenita
secundária – precipitada durante tratamento de reaquecimento) reduz as propriedades de
resistência à corrosão do aço. Sabe-se que adições de tungstênio estabilizam a fase sigma a
altas temperaturas. (CHARLES, 2008).
2.3.1 Estabilidade estrutural dos aços duplex
As precipitações de fases intermediárias estão relacionadas às adições de molibdênio, cromo e
tungstênio. Estes elementos tornam os aços mais suscetíveis a transformar a ferrita em fases
intermetalicas (sigma, chi...), nitretos, carbonetos, ou mesmo em baixas temperaturas em α
(decomposição espinoidal). O aço inoxidável duplex 25 % Cr é muito sensível à
transformação de fase, ou seja, de ferrita para sigma frágil. Eles precisam de energia de
soldagem controlada quando soldados e a maioria dos tratamentos térmicos são
acompanhados por resfriamento a água. Entretanto, os Lean Duplex são muito estáveis ao
29
levar em consideração a precipitação da fase sigma, sendo necessárias mais de 10 horas de
tratamento.
A maioria dos aços duplex solidifica no modo ferrita e sofre uma transformação parcial de
ferrita/austenita, cujas frações estão claramente ligadas à composição e temperatura. Como
resultado, as microestruturas e propriedades na temperatura ambiente estão bem relacionados
à temperatura de recozimento, ou seja, temperatura mais elevada produz maior teor de ferrita
e propriedade inferior de tenacidade (CALLIARI, 2007).
2.3.2 Fase Sigma (σ)
A fase sigma foi observada pela primeira vez por BAIN e GRIFFITHS em 1927 em
seus estudos sobre o ternário Fe-Cr-Ni. A fórmula que melhor expressa sua composição é
60Fe30Cr7Mo3Ni (UNS S31803) (SUTTO, 2003).
Esta fase tem a morfologia tetragonal composta pela associação de Cr, Mo, Ni e Fe
(FOLKHARD, 1984). Apresenta alta dureza e grande fragilidade, com aproximadamente 68
HRC, sua presença compromete a tenacidade ao impacto.
A fase sigma precipita com a fase γ2 (austenita secundária – precipitada durante tratamento de
reaquecimento), que é uma fase austenítica com valor de PRE (pitting resistance equivalent)
inferior a matriz, tipicamente 36 em vez de 42 para um aço super duplex. A fase sigma é um
composto intermetálico com um átomo de ferro e um de cromo, apresenta alta dureza, na
temperatura ambiente não é ferromagnético. Forma-se em tratamento térmico prolongado
entre 565 e 980 ºC e causa certo endurecimento por dispersão, levando a um aumento da
dureza e redução da tenacidade e ductilidade (FARIA, 2008).
É a fase intermetalica mais investigada nos aços inoxidáveis duplex e aços de alta liga,
principalmente porque compromete a resistência à corrosão devido a retirada de Cromo e
Molibdênio da matriz metálica.
Sua presença pode ser detectada e medida através do ensaio de dureza do material, onde
quanto maior for a dureza, maior será a quantidade de fase sigma. Sua formação apresenta-se
inicialmente ao longo das interfaces ferrita/austenita e ferrita/ferrita, seguida de decomposição
eutetóide: ferrita produzindo sigma e austenita. Quando esta cooperação não se estabelece, a
fase sigma pode formar-se maciçamente. A decomposição δ → σ + γ ocorre, pois o Cromo e
o Molibdênio, em determinadas temperaturas são mais estáveis na forma (Cr, Mo)x (Ni, Fe)y
30
do que em solução sólida substitucional. A formação da fase sigma deixa a matriz ferrítica
empobrecida dos seus principais estabilizadores, que são o Cr e o Mo e como há Ni
dissolvido, a fase austenítica torna-se mais estável ocorrendo uma transformação isotrópica da
matriz de ferro: δ → γ. As partículas da fase sigma normalmente nucleiam na interface
ferrita-austenita e crescem nos grãos adjacentes de ferrita (BONAVINA, 2003), conforme
apresentado esquematicamente na FIG. 13.
Figura 13. Modelo de nucleação e crescimento da fase σ durante a
transformação eutetóide (δ → σ + α) em aços inoxidáveis duplex
Fonte: (VASCONCELLOS, 2008)
De maneira geral, todos os elementos estabilizadores da fase ferrítica podem promover a
formação desta fase. A presença de 1 % de fase sigma na estrutura do material já é suficiente
para reduzir os valores de energia absorvidos durante impacto em 50 %. A presença de 10 %
de sigma reduz essa energia absorvida a apenas 5 % do valor original do material
solubilizado, gerando fratura por clivagem (SUTTO, 2003).
A precipitação de fase sigma na ferrita, depende de fatores (tempo e temperatura) que são
apresentados na FIG. 14 (SEDRIKS, 1996). Sua precipitação diretamente na austenita é em
geral muito lenta e exige centenas ou milhares de horas. As principais razões para isto são:
i) a fase sigma tem solubilidade muito baixa para carbono e nitrogênio, consequentemente a
precipitação de carbonetos e nitretos devem preceder a precipitação de sigma;
ii) a difusão de elementos substitucionais é muito lenta na austenita; (FEDELE, 2004).
31
Figura 14. Diagrama TTP de formação de fase sigma para aço inoxidável duplex
UNS S31803. (SEDRIKS, 1996) adaptado.
A formação da fração volumétrica da fase sigma (determinada por metalografia quantitativa)
em função do tempo de envelhecimento (aços UNS S32750 e UNS S32507) é apresentada na
Fração volumétrica de sigma (%)
FIG. 15.
Tempo de envelhecimento (h)
Figura 15. Formação da fração volumétrica da fase sigma em aço inoxidável
duplex envelhecido (PACCA, 2009).
32
O diagrama de precipitação isotérmica de fase sigma (Tempo-Temperatura-Precipitação,
TTP) para o aço UNS S31803 foi determinado em um trabalho (MAGNABOSCO, 2005),
onde o mesmo mostra que a cinética mais rápida de precipitação acontece a 850 °C, como
mostra na FIG.16.
Figura 16. Precipitação isotérmica de fase sigma (tempo temperatura
Precipitação - TTP) para o aço UNS S31803 (MAGNABOSCO, 2005).
Como exemplo de precipitação da fase sigma em amostra envelhecida (amostras envelhecidas
a 950 °C por 4 horas), observa-se na FIG. 17 claramente que a fase sigma (branca) inicia
sempre nos contornos ferrita\ferrita ou ferrita\austenita, em seguida cresce sobre a ferrita
(preta), sempre na forma maciça. Assim, nota-se o visível aumento da fração volumétrica de
sigma e a diminuição da fração volumétrica de ferrita; contudo aparentemente a austenita
(cinza) continua inalterada.
33
Figura 17. Amostra envelhecida (aço UNS S32750), a 950 °C por 4 horas, atacada
com reagente Behara modificado, aumento 500x.(PACCA,2009)
2.3.3 Nitretos de Cromo (Cr2N – CrN)
A precipitação de nitretos de cromo, do tipo Cr2N e/ou CrN, tem se tornado extremamente
evidente nos aços inoxidáveis duplex modernos devido seu alto teor de nitrogênio. Sua
precipitação ocorre entre 700 ºC e 900 ºC durante resfriamento rápido, ou por tratamento
isotérmico nesta faixa de temperatura, em um aço inoxidável duplex solubilizado. Durante
resfriamento rápido, o que pode ocorrer nos ciclos térmicos usuais de soldagem, sua
precipitação é preferencialmente intragranular, e está relacionada à supersaturação da ferrita
em nitrogênio. Sob tratamento isotérmico, precipita-se nos contornos de grão δ/δ ou δ/γ.
Assim como no caso da fase chi (χ), um dos produtos de sua formação é a austenita
secundária, que se torna empobrecida de cromo, podendo desta maneira, comprometer as
propriedades de resistência à corrosão da liga. Apesar do exposto, deve-se lembrar que o
elemento N é gamagênico, auxilia na taxa de formação da austenita no metal de solda e na
zona
termicamente
afetada,
(VASCONCELLOS, 2008).
contribuindo
para
o
balanço
final
dessas
fases
34
2.3.4 Fase Laves (η )
A fase Laves (η) hexagonal (intermetálica), foi identificada como sendo o menor microconstituinte em vários aços inoxidáveis contendo molibdênio. Sua composição tem
estequiometria Fe2Mo com parâmetro de rede a0= 4,744Å. As maiores quantidades destas
fases são encontradas para longos tempos de envelhecimento a 815° C (BONAVINA, 2003).
2.3.5 Fase Chi (χ)
Acredita-se que a fase χ é um composto com carbono dissolvido, a qual pode comportar-se
ainda como um composto intermetálico ou como um carboneto do tipo M18C. Foi observado
em muitas amostras que essa partícula, em temperaturas superiores a 900 °C apresentou uma
grande taxa de nucleação o que prova sua estabilidade nessas temperaturas. A seqüência de
nucleação, como função do tempo de envelhecimento, ocorre da seguinte forma: contornos de
grão, contornos de maclas incoerentes e após um longo tempo de envelhecimento, ocorre
nucleação intragranular. Para longos tempos de envelhecimento ocorre um aumento na
quantidade de fases χ e σ, devido ao decréscimo na quantidade de carbonetos (BONAVINA,
2003).
2.3.6 Fragilização a 475 ºC (α
α’= alfa linha)
A fase alfa linha (α') é uma fase de estrutura CCC, que contém principalmente cromo e ferro,
porém é mais rica em cromo do que em ferro, sendo responsável pelo fenômeno da
fragilização que ocorre em aços inoxidáveis ferríticos e duplex, na faixa de 270 ºC a 550 ºC
(SOLOMON, 1978). A fragilização a 475 ºC (alfa linha) é induzida por um processo de
segregação que ocorre na fase ferrítica (FOLKHARD, 1984; SOLOMON et al 1982). Tanto o
tempo quanto a temperatura são influenciados pelos elementos de liga presentes no material
ocasionando esta fragilização (FOLKHARD,1984).
Quanto maior a quantidade de Cr e Mo presente, maior a susceptibilidade ao processo de
fragilização a 475 ºC. A presença de C reduz a possibilidade de sua ocorrência, pois este
elemento pode combinar-se com o Cr formando precipitados e como conseqüência tem-se
35
uma redução de Cr na matriz ferrítica. Este efeito e anulado para aços inoxidáveis
estabilizados com Ti ou Nb.
A precipitação da fase alfa linha aumenta a dureza, o limite de escoamento e resistência reduz
a ductilidade (menor alongamento), resistência ao impacto e a tenacidade à fratura do material
(FOLKHARD, 1984). Essas mudanças nas propriedades do material se devem à diminuição
da mobilidade das discordâncias, pela criação de micro espaços próximos aos precipitados
ricos em cromo da alfa linha na matriz ferrítica e criação de regiões empobrecidas em cromo
ao redor desses precipitados, tornando o material mais susceptível à corrosão localizada
(VASCONCELLOS, 2008).
Geralmente a precipitação de alfa linha nos componentes metálicos que estão em serviço por
longo tempo em uma indústria nuclear ocorre em temperaturas em torno de 270 ºC a 330 ºC
que são as temperaturas de trabalho das plantas nucleares (FONTES, 2009).
2.3.7 Carboneto de Cromo (M23C6)
Os aços inoxidáveis com alto teor de carbono, normalmente até 0,5 %, se solidificam
primeiramente como ferrita. O líquido restante é rico em carbono e solidifica-se formando
austenita e uma rede de carbonetos ricos em cromo do tipo M23C6.
A precipitação dos carbonetos ocorre na faixa de 650 ºC a 950 ºC, durante a precipitação, nas
regiões próximas aos carbonetos ocorre o empobrecimento de cromo prejudicando a sua
resistência à corrosão, fenômeno conhecido como sensitização.
A cinética de precipitação destes carbonetos é influenciada principalmente pela composição
química, tipo de matriz e pelo tamanho dos grãos. Os principais elementos que influenciam a
cinética de precipitação destes carbonetos são o carbono e nitrogênio. O carbono quando
presente na liga em teores elevados reduz o tempo de precipitação, pois facilmente se
combina ao cromo. Convém lembrar que nos atuais aços inoxidáveis duplex, o teor de
carbono é baixo (menor que 0,03 %) dificultando, assim a sua formação. Entretanto,
carbonetos de cromo podem ser encontrados no metal de solda de aços inoxidáveis duplex,
onde devidos cuidados com a contaminação não são tomados ou quando se utiliza CO2 na
mistura como gás de proteção durante o processo de soldagem (VASCONCELLOS, 2008).
36
2.4
SOLDABILIDADE DOS AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX
Os aços inoxidáveis duplex podem ser soldados pela maioria dos processos de soldagem, tais
como TIG, MIG, plasma, eletrodo revestido, arco submerso, resistência elétrica, feixe de
elétrons entre outros (CUNHA, 1996; BRANDI, 1996).
A soldabilidade é boa e idêntica aos aços austeníticos, porém, deve-se ter cuidados especiais
com alguns tipos de fragilizações que podem ocorrer, principalmente em relação à
precipitação de fases apresentadas anteriormente. Estas precipitações estão diretamente
relacionadas à história térmica do material soldado, ou à energia de soldagem utilizada.
Nos aços inoxidáveis duplex, a energia de soldagem está diretamente associada às
transformações microestruturais e ao desempenho da junta soldada. Assim, uma energia de
soldagem elevada provoca uma baixa velocidade de resfriamento, favorecendo a precipitação
de austenita e o equilíbrio microestrutural típico do aço inoxidável duplex.
Entretanto, uma baixa energia de soldagem, resulta numa elevada velocidade de resfriamento,
retardando a precipitação de austenita e a formação equilibrada das fases na microestrutura
(FEDELE, 1999; BRANDI, 1999).
Além da busca de uma energia de soldagem ótima, deve-se ainda considerar o fato de que, na
soldagem multipasses, a junta é submetida a vários ciclos térmicos. Isto significa que a região
soldada passa por aquecimentos e resfriamentos consecutivos, geralmente pouco controlados.
Tais variações de temperatura podem modificar a microestrutura original e, por conseqüência,
comprometer o desempenho da junta.
Outro fator bastante relevante para a soldagem dos aços inoxidáveis duplex refere-se aos
metais de adição. Os consumíveis de soldagem atualmente utilizados podem ser de dois tipos
(CUNHA, 1996; BRANDI, 1996):
a) Ligados ao níquel
A utilização dos consumíveis ligados ao níquel, evita toda a preocupação referente ao balanço
de fases e controle microestrutural da zona fundida. Porém, a falta de nitrogênio e a presença
freqüente de nióbio nestas ligas contribuem para a ocorrência de reações metalúrgicas
desfavoráveis como a formação de precipitados e regiões com elevado teor de ferrita, como na
ZTA (CUNHA, 1996; BRANDI, 1996).
37
b) Consumíveis de mesma composição do metal-base
São empregados somente quando a aplicação de um tratamento térmico após a soldagem na
faixa de 1050 ºC for possível. Este tratamento visa balancear a microestrutura, fornecendo
energia e tempo necessários para a precipitação da quantidade ideal de austenita do aço
duplex. Uma variação destes consumíveis refere-se àqueles de mesma composição do metal
base, porém enriquecidos em níquel. O aumento de níquel é feito para melhorar o balanço de
fases na condição como soldado, aumentando a quantidade de austenita no metal de solda.
Desse modo, as soldas realizadas com estes consumíveis não necessitam de tratamento
térmico após a soldagem (FEDELE, 1999).
Observa-se que a soldagem dos aços inoxidáveis duplex envolve muitos detalhes e
particularidades. Cita-se como exemplo:
a)
b)
c)
d)
e)
f)
g)
h)
i)
Controle do aporte de calor.
Risco de precipitação de fases fragilizantes.
Escolha do metal de adição.
Possibilidade de crescimento exagerado de grão na zona afetada pelo calor.
Tipo de chanfro.
Preaquecimento.
Tratamento térmico pós-soldagem.
Temperatura interpasses.
Velocidade de resfriamento.
2.4.1 Técnica de Soldagem
As mesmas práticas aplicadas para a soldagem de aços inoxidáveis austeníticos (limpeza da
junta, evitar a contaminação da poça de fusão por aço carbono, uso de gás de purga no passe
de raiz, etc.), devem também ser utilizados nos aços inoxidáveis duplex. Todo o procedimento
de soldagem deve ser determinado com o objetivo de garantir que a junta soldada continue
sendo aço inoxidável duplex, com sua microestrutura balanceada e livre de precipitados
(VASCONCELLOS, 2008).
2.4.2 Processo de Soldagem
Processo de soldagem GMAW (Gas Metal Arc Welding) é um processo de soldagem a arco
em que a união é obtida pelo aquecimento destas com um arco elétrico estabelecido entre um
eletrodo metálico contínuo, consumível e a peça de trabalho. O metal de solda e o arco são
protegidos da atmosfera por meio de um fluxo de gás, ou mistura de gases inertes ou ativos.
38
Se este gás é inerte (Ar/He), o processo é também chamado MIG (Metal Inert Gas). Por outro
lado, se o gás for ativo (CO2 ou misturas Ar/O2/CO2), o processo é chamado MAG - Metal
Active Gas (ASM HANDBOOK, 1993; MARQUES, 2005).
O processo de soldagem funciona com corrente contínua (CC), normalmente com o arame no
pólo positivo. Essa configuração é conhecida como polaridade reversa. A polaridade direta é
raramente utilizada por causa da transferência deficiente do metal fundido do arame de solda
para a peça. É simples a escolha do equipamento, consumível, gás de proteção e condições de
soldagem capazes de produzir soldas de alta qualidade com baixo custo. Depois de ter
selecionado o consumível e o gás para a soldagem, as condições de operação devem ser
escolhidas. Os quatro parâmetros ou fatores mais importantes são: corrente de soldagem,
extensão do eletrodo, tensão de soldagem e a velocidade de soldagem. Esses parâmetros
afetarão fortemente as características da solda/junta.
Como esses parâmetros podem ser variados em faixas bem largas, são considerados os ajustes
primários em qualquer atividade de soldagem. Seus valores devem ser registrados para
qualquer tipo diferente de solda para permitir reprodutibilidade (FORTES 2005).
Os fatores que mais influenciam o tipo de transferência (consumível fundido para a peça) são:
magnitude e tipo de corrente de soldagem, diâmetro, composição e extensão do consumível e
gás de proteção (ASM HANDBOOK, 1993; MARQUES, 2005).
Existem quatro formas básicas de transferência metálica:
•
Curto-circuito: ocorre quando se usam baixos valores de corrente e tensão e eletrodos
com diâmetros pequenos. Usado na união de peças de pequena espessura e na
soldagem fora de posição, por produzir uma poça de fusão pequena e com rápido
resfriamento.
•
Globular: ocorre com valores intermediários de corrente e tensão. O diâmetro médio
das gotas é geralmente maior que o diâmetro do eletrodo. As gotas de metal fundido
são transferidas do eletrodo para a poça de fusão principalmente pela ação da
gravidade.
•
Spray (aerossol): ocorre com valores de corrente acima do valor crítico, denominada
corrente de transição. A transferência do metal fundido para a poça de fusão ocorre na
forma de pequenas gotas, com diâmetros menores que o diâmetro do eletrodo, e em
39
número elevado, pela ação de várias forças de origem eletromagnética.
•
Pulsada: ocorre com a introdução de perturbações controladas na corrente de
soldagem e/ou na alimentação de arame, possível na soldagem com fontes eletrônicas.
A transferência é conseguida pela pulsação da corrente de soldagem em dois
patamares: um inferior a corrente de transição (faixa de valores de corrente onde há
uma mudança brusca no modo de transferência, passando de globular para spray) e
outro superior a esta, onde a gota se forma quando o valor de corrente é baixo, sendo
transferida quando o valor da corrente se eleva.
2.4.2.1
Variáveis do processo
As variáveis importantes do processo GMAW que afetam a penetração da solda, a geometria
do cordão e a qualidade geral da solda são: corrente, tensão e velocidade de soldagem,
diâmetro do eletrodo, gás de proteção e ângulo da tocha.
2.4.2.2 Metal de Adição
Os dois elementos consumíveis essenciais do processo GMAW são o arame (pode ser sólido
ou tubular) e o gás de proteção. Os arames de seção inteiramente metálica, chamados de
arames sólidos e os arames do tipo tubular, preenchidos com fluxo ou uma mistura de pó
metálico, em inglês são utilizadas as denominações flux cored e metal cored, respectivamente
para os dois tipos de arame (MARQUES, 2005).
Metais de adição com teor de Ni, elemento gamagênico, de 2 a 4 % acima do encontrado no
metal de base deve ser utilizado na soldagem dos aços inoxidáveis duplex com a finalidade de
facilitar a transformação da austenita na ZF. Esta prática conjugada com o controle da
diluição é capaz de gerar uma zona fundida com microestrutura balanceada. Aumentos
exagerados de Ni no metal de adição podem levar a precipitação de fases intermetalicas
(VASCONCELLOS, 2008).
2.4.2.3
Preaquecimento
O pré-aquecimento normalmente não é recomendado para os aços inoxidáveis duplex sendo
utilizado apenas em casos especiais como na soldagem de baixa energia para chapas grossas
40
com baixo teor de nitrogênio. A aplicação de pré-aquecimento pode resultar em menor taxa de
resfriamento e permitir a formação de fases intermetalicas secundárias (sigma, laves, etc.).
(NOBLE, 1993).
2.4.2.4
Temperatura entre passes (Tep)
A temperatura entre passes deve ser a mais baixa possível para se evitar a precipitação de
fases intermetálicas. A faixa de temperatura recomendada para a soldagem de aços
inoxidáveis duplex é de no máximo 150 ºC (VASCONCELLOS, 2008) e para os aços
inoxidáveis super duplex o recomendado é no máximo 120 ºC (NOBLE, 1993).
2.4.2.5
Aporte térmico de soldagem
O balanço entre as fases δ e γ depende da energia de soldagem imposta, já que esta controla a
taxa de resfriamento e, por isso, a extensão da transformação difusional da δ em γ. Se altas
energias de soldagem são utilizadas, sua resultante baixa velocidade de resfriamento promove
a transformação e permite um balanço entre as fases mais favorável. Por outro lado, tais
condições também tendem a produzir depósitos com grãos mais grosseiros, ZTA mais
extensa, e possivelmente a precipitação de fases intermetálicas. As energias de soldagem
utilizadas devem ser então altas o suficiente para promover a formação de austenita e baixas o
suficiente para se prevenir a precipitação de fases indesejáveis (NOBLE, 1993).
Para a parametrização da energia de soldagem deve ser definido e monitorado os seguintes
fatores: corrente de soldagem, tensão do arco elétrico e velocidade de soldagem.
2.4.2.6
Outros parâmetros importantes do processo de soldagem GMAW
a) Extensão do eletrodo
A extensão do eletrodo ou stick-out é a distância entre o último ponto de contato elétrico,
normalmente a extremidade do bico de contato e a peça (DBCP).
A distância entre o bico de contato e a peça, por causa de seu efeito na extensão do eletrodo,
afeta a corrente de soldagem necessária para fundir o arame a uma dada velocidade de
alimentação de arame. Basicamente, quando essa distância é aumentada, o aquecimento
devido ao efeito Joule aumenta e a corrente de soldagem necessária para fundir o arame é
41
diminuída e vice-versa. Adicionalmente, quando a distância do bico de contato à peça
aumenta, o arco torna se menos estável (FORTES, 2005).
b) Penetração do cordão de solda
A penetração de solda é a distância que a linha de fusão se estende abaixo da superfície do
material sendo soldado. A penetração é diretamente proporcional à corrente de soldagem. O
efeito da extensão do eletrodo na penetração da solda é de natureza oposta ao da corrente de
soldagem. Um aumento na extensão do eletrodo diminuirá a corrente de soldagem e a
penetração da solda e vice-versa. Os demais fatores possuem um efeito comparativamente
pequeno na penetração e não proporcionam um bom instrumento de controle.
c) Angulo da tocha
O efeito da alteração do ângulo da tocha ou de mudar de uma técnica de soldagem
empurrando para puxando. A técnica de soldagem empurrando assegura uma penetração mais
rasa que a técnica de soldagem puxando.
d) Tipo de chanfro
O formato definido para o chanfro deve ser sempre em função de melhor acesso a raiz,
facilidade de fusão das faces do chanfro, espessura do material e a produtividade do processo.
Outras considerações podem ser aplicadas para escolha do chanfro:
1. acessibilidade para realizar a soldagem;
2. tipo de processo de soldagem aplicado;
3. projeto estrutural da junta;
4. custo de soldagem;
5. Posição de soldagem.
Geometricamente, os chanfros são definidos pelos seguintes elementos:
1. face da raiz ou nariz;
2. abertura da raiz, folga ou fresta;
3. ângulo de abertura da junta ou ângulo de bisel;
4. ângulo de chanfro.
42
Esses elementos são escolhidos de forma a atender os requisitos do projeto e permitir um fácil
acesso até o fundo da junta, minimizando também a quantidade de metal de adição necessária
para o enchimento da junta.
Para o chanfro em chapas muito grossas, a geometria é muito importante, devendo-se
considerar que pode aumentar o volume de metal de adição para seu enchimento, o que
aumenta o tempo para soldagem e o custo final do processo. Os chanfros em X, K, duplo U
ou duplo J tem a vantagem de melhorar e equilibrar as tensões térmicas geradas durante a
soldagem, consequentemente apresentando uma menor distorção.
2.4.3 Metalurgia da soldagem dos aços inoxidáveis duplex
2.4.3.1
Zona fundida (ZF) em função da composição química
Cada família de aços inoxidáveis requer diferentes considerações sobre soldabilidade. Nem
sempre um metal de adição com composição muito próxima à do metal de base é a melhor
escolha a ser feita, do ponto de vista de características finais.
Principais características a serem consideradas:
•
Resistência à Corrosão
•
Propriedades mecânicas (tenacidade, resistência à tração, etc.).
Um material com relação Cr/Ni alta solidifica-se primariamente como ferrita e permanece,
como tal, mesmo em temperatura ambiente, ou pode apresentar as duas fases: austenita e
ferrita, em função do tempo de resfriamento. A transformação completa da ferrita em
austenita somente seria possível se o aço permanecesse por um longo tempo (horas) em altas
(1200 ºC) temperaturas, nas quais essa transformação ocorreria mais rapidamente. No
processo de soldagem, caracterizado por um resfriamento rápido, essa transformação
completa não consegue ocorrer e parte da ferrita δ formada durante a solidificação permanece
até a temperatura ambiente.
A quantidade final dessa fase dependerá da composição química - particularmente da relação
Cr/Ni - e das condições de soldagem que controlam a velocidade de resfriamento. Quanto
maior for essa velocidade, menor será a extensão da transformação e maior a quantidade de
ferrita presente na temperatura ambiente. A presença de pequenas quantidades, 5 a 10 %, de
ferrita δ é um constituinte benéfico para a zona fundida, pois reduz a tendência à trinca de
solidificação (KOU, 1987).
43
Os fatores responsáveis pelo efeito benéfico da ferrita na redução da sensibilidade à formação,
de trincas de solidificação (BROOKS, 1991), são:
• A maior solubilidade de impurezas prejudiciais (S e P) na ferrita causa uma menor
segregação destes elementos, nos contornos de grãos, quando a solidificação ocorre
inicialmente como ferrita;
• A ferrita apresenta coeficiente de expansão térmica bem menor que a austenita, o que
reduz significativamente as tensões de tração durante a contração da região soldada.
• A presença da ferrita resulta em uma maior quantidade de superfície interna devida
às interfaces austenita-ferrita. Este aumento de superfície dispersa as impurezas que
tendem a segregar nos contornos.
• Os contornos austenita-ferrita apresentam menor molhabilidade por filmes líquidos
(menor energia de interface) do que contornos ferrita-ferrita ou austenita-austenita,
reduzindo, portanto o espalhamento do líquido nesta região ao final da solidificação;
• Os contornos austenita-ferrita são muito sinuosos e irregulares, o que dificulta a
propagação das trincas. Dessa forma, quanto mais finos forem os grãos formados
menos susceptíveis serão à trinca de solidificação.
No entanto, a quantidade de ferrita δ deve ser controlada quando a junta soldada necessita de
uma ótima resistência à corrosão, de uma alta tenacidade em baixas temperaturas, ou quando
a peça não puder apresentar qualquer magnetismo residual.
A estrutura final da solda não depende somente da velocidade de resfriamento e da razão
Cr/Ni. Os elementos de liga adicionados ao aço também afetam a estabilidade relativa das
fases de cristalização. Para classificar o efeito destes elementos, eles foram divididos em formadores de
ferrita, os chamados de alfagênicos (Cr, Mo, Si, Nb e Al) e formadores de austenita, os gamagênicos
(Ni, C, N e Mn). A influência destes elementos na formação das fases é em geral, expressa em termos
de cromo equivalente (Creq) e de níquel equivalente (Nieq), e a sua influência combinada é
apresentada em diagramas constitucionais empíricos. Destes, o mais conhecido e muito
utilizado é o levantado por SCHAEFFLER na década de 1940. O diagrama de Schaeffler,
apresentado nas FIG. 18 e 19, permite prever a microestrutura da ZF em função da composição
química de todas as famílias dos aços inoxidáveis.
44
Figura 18. Diagrama de SCHAEFFLER [AWS A 5.22-95] modificado.
Figura 19. Representação esquemática dos grupos de aços inoxidáveis
no diagrama de Schaeffler (FEDELE, 1999) - modificado.
O Welding Research Council (WRC), propôs em 1988, um novo diagrama constitucional, que foi
modificado por KOTECKI & SIEWERT (1992) e aceito pela AWS, que apresenta maior precisão
na determinação da precipitação da ferrita δ. Esse diagrama não leva em consideração os teores de Si e
Mn por considerar que esses elementos não apresentam influência na determinação do tipo de estrutura
precipitada. Esse diagrama é o chamado de Diagrama WRC-92 e faz parte da norma ANSI/AWS
A5.22-95, para soldagem de aços inoxidáveis. Os resultados desse método são expressos em uma
45
unidade arbitrária denominada de número de ferrita (FN). Uma das vantagens dele é a facilidade de
medição, não exigindo preparação trabalhosa das amostras nem a destruição das mesmas, porém, para
os aços inoxidáveis duplex, a aplicação desse diagrama não é recomendado, porque ao não considerar a
influência do Mn na formação da ferrita, afeta erroneamente no resultado da avaliação. Sendo o Mn
um elemento gamagênico (formador de austenita) terá importante influência no tipo de estrutura
precipitada.
2.4.3.2 Zona termicamente afetada (ZTA)
A microestrutura obtida na ZTA é determinada pelos ciclos térmicos a que é submetida
durante a soldagem. A FIG. 20 mostra esquematicamente, no diagrama pseudo-binário 70 %
Fe-Cr-Ni, a solidificação ferrítica de um aço inoxidável duplex de composição química típica.
À medida que avança o resfriamento, parte dessa ferrita se transforma, no estado sólido, em
austenita. Deste modo, na temperatura ambiente, tem-se a estrutura bifásica α/γ, caso as
condições de resfriamento impeçam a formação de outras fases. O mecanismo de
decomposição da ferrita em austenita nos aços inoxidáveis duplex depende da temperatura na
qual esta se dá. Em temperaturas elevadas (650-1200 °C), que é como acontece nas condições
normais de fabricação dos aços inoxidáveis duplex, a austenita é formada por nucleação e
crescimento e segue uma curva de cinética em “C”. Em temperaturas mais baixas (300- 650
°C) a transformação pode ser por um processo atérmico, do tipo martensítico.
A microestrutura formada depende da composição química da liga, do tratamento
termomecânico e das condições de resfriamento. Caso uma liga seja resfriada rapidamente
desde o campo ferrítico, a formação de austenita pode ser parcialmente impedida.
(GIRALDO, 2001)
Pode-se observar a presença de cinco regiões na junta soldada: zona fundida, zona
parcialmente fundida, zona de crescimento de grão da ferrita δ, zona parcialmente
transformada e o metal de base não afetado pela soldagem (VASCONCELLOS, 2008);
(ATAMERT e KING, 1991)
Os aços inoxidáveis duplex não são sensíveis a fragilização por hidrogênio. No entanto, existe
um risco para trincas a frio sob condições extremas, ou seja, se uma solda de baixa energia
causar zonas de alta ferrita (> 75% ) na ZTA e se o hidrogênio for introduzido pela umidade
durante o processo de soldagem (PETTERSSON, 1995).
46
Figura 20. Repartição térmica esquemática numa junta soldada correlacionada
com um diagrama pseudobinário 70Fe-Cr-Ni (ATAMERT E KING, 1991).
2.5
SOLDAGEM MULTIPASSES
Durante a soldagem multipasses tanto a ZF como a ZTA são reaquecidas. Isto provoca
mudanças microestruturais nestas duas regiões, que dependem da microestrutura gerada em
cada região, pelos ciclos térmicos precedentes. O aquecimento repetido da ZF e da ZTA pode
levar à precipitação fases intermetálicas, como por exemplo, os nitretos e a fase sigma. Por
outro lado, diversos autores têm reportado o aumento da fração de austenita da ZTA quando a
junta é reaquecida pelos passes sucessivos. Os nitretos são parcial ou totalmente dissolvidos,
gerando um aumento no teor de nitrogênio na matriz. Como resultado, a precipitação da
austenita é favorecida. Já no reaquecimento em temperaturas mais baixas, ao redor de 900 ºC
pode ocorrer a precipitação de nitretos de cromo.
O aumento do número de passes pode levar a uma melhora da resistência à corrosão da junta
soldada quando usada uma energia de soldagem baixa. No caso da energia de soldagem ser
elevada, a resistência à corrosão não muda com o número de passes.
Para obter uma
resistência à corrosão ótima no passe de raiz de uma solda multipasses, recomenda-se o uso
da técnica do passe frio. Esta técnica consiste no emprego de uma energia de soldagem alta no
passe de raiz e uma baixa no segundo passe. Com isto, se obtém uma fração volumétrica
elevada de austenita e pouca precipitação de nitretos, tanto na ZF como na ZTA do passe de
raiz. Durante o reaquecimento do segundo passe, a precipitação da austenita intragranular, ou
de outras fases, na ZF e ZTA do passe de raiz será diminuída (LONDOÑO, 1997).
47
2.6
SOLDAGEM DE CHAPA FINA2 DE AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX
A literatura relata principalmente, resultado de pesquisas de soldagem em chapas finas de
aços inoxidáveis duplex. Para chapas espessas (espessura maior que 10 mm), não se encontra
literatura com facilidade, assim como também são escassas as pesquisas de soldagem de
juntas em chapas espessas ou grossas. A maioria das publicações de soldagem em chapas
grossa, refere-se a cordões sobre chapa.
Os aços inoxidáveis duplex UNS S 31803 se caracterizam por ter uma estrutura bifásica
composta por “ilhas” de austenita em uma matriz ferrítica, o que lhe confere excelentes
propriedades mecânicas e de resistência à corrosão. Estas propriedades são alcançadas através
do balanço microestrutural entre a ferrita e austenita, obtida com o controle da composição
química e das condições do tratamento térmico de solubilização.
As suas principais características podem ser alteradas durante a soldagem e por isso devem
ser definidos os parâmetros de tal forma, que as alterações no metal base sejam as menores
possíveis, para evitar problemas com a fragilização do material através do crescimento
excessivo de grão, aumento do teor da ferrita ou pela formação de fases intermetálicas
indesejáveis (fase sigma, principalmente).
O estudo da formação da fase sigma é extremamente importante, pois esta é a fase que
apresenta o volume mais considerável quando comparado ao das demais fases intermetálicas
observadas nas estruturas dos aços inoxidáveis duplex. Por isso, em muitos casos, é comum
que outras fases precipitadas nestes aços sejam desconsideradas nas análises das propriedades
do material, elegendo-se a fase sigma como a principal responsável pela degradação de tais
propriedades. Quanto mais baixa a temperatura de precipitação de sigma, mais frágil fica o
material, e mesmo com pequenas deformações, é possível verificar fratura frágil nas
partículas de sigma. Se a temperatura de precipitação de sigma for elevada (em torno de 950
ºC), as chances de obter-se fratura dúctil são maiores (ROMANA, 2009).
Para as soldagens em chapas finas, ocorre aumento da temperatura do material em níveis
suficientes para reduzir a taxa de resfriamento, permitindo a formação de fases intermediarias
como a fase sigma e outros precipitados como nitretos ou carbonetos conforme FIG. 21. Para
o caso de chapas grossas, espera-se que a maior espessura (massa) acelere a taxa de
______________________
(2)
Chapa fina, considera-se espessuras de até 10 mm.
48
resfriamento, não oferecendo tempo suficiente para a formação equilibrada de austenita e
ferrita, permitindo a formação de fases intermetalicas indesejáveis (ver item 2.3 parágrafos 1
e 2). Se altas energias de soldagem são utilizadas, sua resultante baixa velocidade de
resfriamento promove a transformação da ferrita e permite um balanço mais favorável entre as
fases ferrítica e austenítica. Entretanto, essas condições também tendem a produzir depósitos
com grãos mais grosseiros, ZTA mais extensa, e possivelmente a precipitação de fases
intermetálicas. As energias de soldagem utilizadas devem ser então altas o suficiente para
promover a formação de austenita e baixas o suficiente para se prevenir a precipitação de
fases deletérias (GUNN, 1997).
Na prática, um tempo de resfriamento entre 4 e 15s na faixa entre 1200 e 800 ºC, conhecido
como ∆t12-8 e sendo a faixa de temperatura de formação da austenita, tem sido recomendado
(LILJAS, 1994).
Este tempo de resfriamento é normalmente obtido, dependendo da espessura do metal de base
e geometria da junta, com energia de soldagem na faixa de 0,5 a 2,0 kJ/mm (NOBLE, 1993) e
(LUNDIN, 2000).
Considerando como referência os dados citados acima (ver texto do item 2.6), foi calculada a
taxa média de resfriamento na linha de centro da união de topo entre duas chapas grossas de
mesma espessura, aplicando a equação para extração tridimensional de calor de ROSENTHAL
(2), com resultados apresentados conforme TAB. 9. Objetivou-se trabalhar com taxas de
resfriamento próximo à taxa calculada, baseado em (LILJAS, 1994) e (LUNDIN, 2000).
Equação para extração tridimensional de calor de ROSENTHAL
A taxa de resfriamento é calculada a partir da derivação das equações (∆T), em relação ao
tempo, que é a variação da temperatura com o tempo, a qual é uma quantidade escalar,
convencionalmente negativa.
Como a taxa de resfriamento é a derivação da variação da temperatura, a equação (2) foi
derivada em relação ao tempo, chegando-se a equação (3) e (4).
49
Ou R = 2πk(Tr-To)2/Eab
(4)
Onde:
R = Taxa de resfriamento = - δT/δt (oC /s)
K = condutividade térmica do metal (J/mm . s . oC);
To = temperatura inicial da chapa (oC);
Tr = temperatura na qual a taxa de resfriamento deve ser calculada (oC);
Eab = energia absorvida pela chapa (J/mm).
Tabela 9 – Cálculo da taxa de resfriamento (teórica)
Considerando as propriedades do aço inoxidável (condutividade térmica) duplex UNS
S31803, a taxa de resfriamento indicada para trabalhar é 10,05 °C/s (tempo de 40 s segundos
para resfriar de 1200 ºC a 800 ºC), tendo como referência o resfriamento entre as temperaturas
de 1200 e 800 ºC (LILJAS, 1994), Como pode ser visto na FIG. 21 a condição calculada está
fora da região de precipitação de fases intermediarias.
Figura 21. Curvas de precipitação de fases para aços inoxidáveis duplex.
Fonte: (KARLSSON,1999).
50
Para a soldagem de chapas grossas, a taxa de resfriamento poderá ser ainda maior, lembrandose que a equação (2) não considera a espessura, ou seja, poderá ser excessivamente grande,
em dimensões que não permita a formação de precipitados na ferrita. Sabe-se que a
velocidade de resfriamento também é afetada pela espessura da peça.
A velocidade de resfriamento é tanto maior quanto maior for a espessura da placa, porém, a
partir de um certo valor de espessura a mesma torna-se constante. O aumento da velocidade
de resfriamento em função do aumento da espessura pode ser explicado pelo efeito de
contorno, o qual representa a condução de calor na peça a partir da extremidade. Para os
mesmos parâmetros de soldagem, o efeito de contorno deixa de existir ao se atingir uma
determinada espessura, conhecida como espessura limite.
A temperatura entre passes também se torna um fator importante, porque irá contribuir
fortemente para aumentar o aporte térmico. Dependendo da espessura da chapa grossa, das
características de condutividade e da energia de soldagem absorvida, poderá ocorrer uma taxa
de resfriamento que não venha a permitir a formação de fases intermediárias.
Uma energia de soldagem elevada tende a produzir uma velocidade de resfriamento menor da
junta, dependendo da espessura da chapa. Como conseqüência, promove a precipitação de
austenita, balanceando em parte, a microestrutura. Da mesma maneira, pode favorecer a
precipitação de fases intermetálicas e o crescimento de grão, dependendo da temperatura
atingida na ZTA. Na situação contrária, uma energia de soldagem baixa proporciona uma
velocidade de resfriamento elevada de ferrita, o que motiva a precipitação de uma grande
quantidade de precipitados (nitretos de cromo) no interior da ferrita.
51
3
OBJETIVO
Este trabalho teve como objetivo realizar estudo do efeito do aporte térmico nas propriedades
mecânicas e microestruturais de juntas soldadas do aço inoxidável duplex UNS S31803 em
chapa grossa aplicando como consumível o AWS ER 2209 e processo de soldagem GMAW.
52
4
METODOLOGIA EXPERIMENTAL
A experimentação foi dividida em 2 fases. A fim de entender todo o procedimento para
alcançar o objetivo, foi elaborado o fluxograma mostrado na FIG. 22.
Figura 22. Fluxograma da metodologia experimental
53
4.1
MATERIAIS
4.1.1 Materiais da 1ª e 2ª fases
Utilizou-se como metal base chapas com dimensões de 300 mm de comprimento, 100 mm de
largura e espessura de 16 mm em aço inoxidável duplex (UNS S31803) laminado e recozido,
de composição química como pode ser vista na TAB. 10. O consumível aplicado foi o arame
sólido AWS ER 2209 de diâmetro 1,2 mm e de composição química apresentada na TAB. 11.
Tabela 10. Composição química média (% massa) do UNS S 31803
Cr
Ni
Mo
N
C
Mn
Si
P
S
22,4
5,3
3,0
1500
ppm
0,01
1,84
0,27
0,03
-
UNS S31803
Tabela 11. Composição química média (% massa) do AWS ER 2209
Cr
Ni
Mo
N
C
Mn
Si
P
S
23,13
8,73
3,12
0,15
0,013
1,48
0,51
0,020
0,0005
AWS ER 2209
Os metais de adição enriquecidos em Ni, caracterizam-se por terem aproximadamente de 2,5 a
3,5% de Ni a mais que o metal de base. Essa percentagem extra (64,7 % no caso do
consumível usado nesse trabalho) de Ni dá ao consumível a capacidade de produzir uma zona
fundida mais bem equilibrada, pois o Ni tem a função de promover uma maior formação de
austenita. Esse fato é explicado (MUTHUPANDI et al, 2003), devido ao aumento na
temperatura solvus da ferrita promovido pelo Ni. A FIG.23 melhor ilustra o efeito do Ni sobre
o diagrama pseudobinário Fe-Cr-Ni para 65% de Fe. Nesta figura podemos ver que o Ni
aumenta o campo bifásico ferrita-austenita, fazendo com que a transformação ferrita-austenita
no resfriamento se inicie em temperaturas mais altas.
54
Figura 23. Efeito do Ni sobre o diagrama pseudobinário
Fe-Cr-Ni para 65% de Fe
4.1.1.1 Definição do gás de proteção
Argônio + 2% O2 sendo uma das misturas mais indicadas para o aço inoxidável duplex UNS
S31803, objetivando melhorar a estabilidade do arco, permitindo maior velocidade de
soldagem e bom acabamento dos cordões, minimizando defeitos, como por exemplo,
mordedura na junta.
4.2
METODOS
4.2.1 Método da 1ª fase
Para o cálculo da energia de soldagem, aplicou-se a equação de cálculo de energia de
soldagem absorvida, considerando a eficiência da transferência (η). Para efeito desse trabalho,
todos os valores de energia de soldagem referem-se à energia de soldagem absorvida, onde é
aplicado o fator “η” para o processo GMAW. Como valor médio para o fator de eficiência da
transferência considerou-se η= 0,80. O modo de transferência spray foi objetivado para todos
os cordões.
55
Produção de cordões sobre chapa no metal base UNS S31803 no laboratório LRSS/UFMG,
utilizando o robô (Motoman SK6) com seis graus de liberdade, fonte de energia convencional
modelo Motoarc 450 da Motoman acoplado a uma unidade de refrigeração. Aplicação de
ângulo de 90° entre a tocha de soldagem e a junta soldada. Inicialmente opção definido
chanfro em K, em função de ser a melhor condição para retirada de corpos de prova para
ensaios na ZTA, a grande espessura do material, ao menor volume de consumível para
enchimento e a posição de soldagem (horizontal). A geometria do chanfro foi definida
conforme norma AWS D1.1:2004 section 3, esta representada no desenho da FIG. 24.
Figura 24. Desenho da geometria da junta de topo e chanfro em K.
Para o material chapa grossa, com soldagem em múltiplos passes (projeção de 6 cordões por
junta), a utilização do robô apresenta alta produtividade quando da realização dos cordões
sobre chapa, porem, no enchimento do chanfro é necessário a movimentação em ambos os
lados da junta (superior e inferior), o que exige um tempo grande para reprogramação de cada
lado, em função da perda de referência, sendo necessário repetir todos os movimentos de
parametrização do robô.
Em função dos aspectos citados em relação à utilização do robô, definiu-se como opção para
realização dos testes, o laboratório da empresa ArcelorMittal Inox, em função das condições
favoráveis (disponibilidade de equipamentos, metal base e consumível).
As chapas foram cortadas por plasma e usinadas em plaina de mesa, eliminando-se 5 mm nas
bordas do material para evitar efeitos da temperatura de corte na estrutura do material, de
modo a se obter todas as dimensões especificadas. A abertura da raiz foi de 1,5 mm e face de
raiz de 3 mm, definidas conforme norma AWS D1.1:2004 section 3; como cobre-juntas não
consumível (cobre) foi utilizado a própria bancada de soldagem, fabricada em cobre e
refrigerado para a manutenção da temperatura ambiente. A DBCP (distância do bico de
56
contato até a peça) foi de 15 mm e vazão de gás de proteção de 15 l/min. Para garantia do
alinhamento e da abertura da junta no primeiro passe, foram montados calços de 1,5 mm de
espessura do mesmo material do metal base e a tocha foi alinhada com o centro da abertura do
chanfro. A FIG. 25 apresenta a disposição de montagem definida e preparada para o inicio do
processo de soldagem da junta.
Figura 25. Montagem junta de topo e chanfro em X.
DL = direção de laminação
Após o passe inicial de raiz, inspecionou-se a junta pelo lado oposto para confirmar se a raiz
foi totalmente fundida. Para verificação da qualidade, foram realizados dois ensaios não
destrutivos:
a) ensaio de inspeção visual usando lupa simples com aumento de 5 vezes.
b) ultra-som na junta soldada, em toda a sua extensão, para verificação da qualidade interna,
objetivando atestar a junta, do ponto de vista de ausência de descontinuidades. Utilizado o
aparelho KRAUTKRAMER USN 50L, cabeçotes de 60º (MWB 60-4) e 70º (MWB 70-4N),
cristal de Bário, freqüência 4 MHz, conforme ASME seção V.1983. Aplicou-se o critério de
aceitação conforme ASME VIII Divisão 1.
Quantidade de cordão planejado:
12 cordões sobre chapa de aço inoxidável duplex UNS S31803.
19 cordões para soldagem no chanfro em K.
8 cordões para a soldagem no chanfro em X (testes e definição de parâmetros ideais)
4.2.2 Método da 2ª fase
Após aprovado os parâmetros para soldagem da raiz, conforme item 4.2.1., foram produzidas
3 juntas soldadas (uma para cada nível de energia de soldagem) conforme a seguinte
classificação:
57
a) C1: Condição de baixa energia de soldagem (0,85 kJ/mm) e temperatura entre passes
menor que 150 ºC.
b) C2: Condição de alta energia de soldagem (2,50 kJ/mm) e temperatura entre passes menor
que 150 ºC.
Para a soldagem da raiz, foi aplicada energia de soldagem de 0,76 kJ/mm para permitir a
fusão completa da raiz e cordões de alta energia como enchimento final e acabamento.
c) C3: Condição de alta energia de soldagem (2,51 kJ/mm) e temperatura entre passes maior
que 150 ºC.
Para a soldagem da raiz, foi aplicado o mesmo critério de soldagem conforme item 4.2.2.b.
Para as condições C1, C2 e C3, os valores de tensão e corrente foram coletados por sistema de
coleta de dados SAP-1-Sistema de aquisição de Parâmetros – fabricante UFSC/Labsolda.
A temperatura durante o processo de soldagem, foi coletada através de dois termopares do
tipo K, diâmetro 2 mm, fixados respectivamente a 5 e 7 mm da face do chanfro (zona de
ligação) e acoplados a um sistema registrador de dados modelo MV 100 programa DATA
VIEWER, conforme FIG. 26 e FIG. 27.
Figura 26. Desenho esquemático da posição de montagem dos termopares.
(a)
(b)
Figura 27. Instalação dos termopares antes da soldagem (a) e situação após soldagem (b).
58
4.2.3 Preparação para ensaios mecânicos
As juntas soldadas foram cortadas no sentido transversal ao sentido dos cordões de solda
conforme FIG. 28, formando amostras de 22 mm de largura e a linha de centro da região da
ZF coincidindo com o centro das amostras.
Figura 28. Desenho esquemático do sentido de corte das amostras.
Foram reservadas 3 amostras para realização de ensaio metalográfico e 9 amostras para
usinagem e fabricação dos corpos de prova de tração (3 amostras para cada condição C1, C2 e
C3), usinadas conforme norma DIN 50125 ou DIN EN10002-1. A FIG. 29 apresenta o
desenho do CP com as respectivas dimensões.
Terminologia usada:
3 amostras = Junta 1, Junta 2, Junta3.
CP = Corpo de prova de tração
Figura 29. Corpo de prova cilíndrico conforme norma DIN 50125 ou DIN EN10002-1
59
A TAB. 12 apresenta a legenda das cotas, bem como as tolerâncias para usinagem do corpo
de prova.
Tabela 12. Dimensões padronizadas para corpo de prova de tração.
do
8
d1
min.
± 0,075
14
d2
10
± 0,075
g
h
min.
Lc
min.
Lt
min.
8
13
48
100
Fonte: DIN 50125 ou DIN EN10002-1.
Legenda:
do - Diâmetro do corpo de prova.
Lc - Comprimento Paralelo.
Lo - Comprimento original.
d2 - Diâmetro da cabeça.
d1 - Diâmetro do ombro do corpo de prova.
Lt - Comprimento Total.
h - Comprimento do ombro.
g - Comprimento da cabeça
Após concluída a fase de fabricação e preparo das amostras e corpos de prova foram
realizados os seguintes ensaios das juntas soldadas:
a) Ensaio de tração
Os corpos de prova foram submetidos ao ensaio de tração até a ruptura, em máquina modelo
WOLPERT 20 T equipada com extensometro e célula de carga, Software KRATOS e modulo
de controle e processamento eletrônico. LE 0,2 %.
b) Ensaio metalográfico
Os corpos-de-prova passaram por etapas de lixamento com granulações #120, #220, #320,
#500, e #600 e etapas de polimento, aplicado o ataque utilizando o reativo de Behara
modificado, com composição contendo solução de estoque (bifluoreto de amônio, H2O e HCl)
e solução de ataque (solução de estoque e bissulfito de potássio) por 10 segundos, para as 3
juntas (condições C1,C2 e C3), realizando a macrografia da seção transversal. Para a
identificação da fase sigma, foi aplicado ataque eletrolítico com NaOH a 40 % e corrente de
1 A, durante 9 segundos. Após o ataque com reagente, foram analisadas através de
microscopia óptica para verificação da microestrutura do metal base, zona fundida e zona
termicamente afetada, conforme FIG. 30, 31 e 32. Demais testes foram quantificação de fases
presentes e avaliação do efeito da energia de soldagem e temperatura entre passes no balanço
60
das fases, através de um microscópio ótico, de fabricação LEIKA, modelo DMRM, com
sistema de análise de imagens LEICA Q500/W acoplado ao software IA3001 e máquina
fotográfica digital com adaptador. Para as juntas 1, 2 e 3 foram aplicados os seguintes
critérios: aumento de 500X, número de campos = 10, área do campo 0.022441 mm2 e total de
área analisada = 0.22441mm2 .
Figura 30. Desenho esquemático da medição fração das fases na ZTA junta 1
Figura 31. Desenho esquemático da medição fração das fases na ZTA junta 2
Figura 32. Desenho esquemático da medição fração das fases na ZTA junta 3
61
c) Medição de microdureza na ZF, ZTA e MB
A medição de microdureza foi realizada na ZF e ZTA dos cordões de enchimento e acabamento,
ao longo de uma linha horizontal nas seções transversais ao cordão de solda, em todas as juntas,
como mostra a FIG. 33 sendo 3 medidas para o metal base, 3 medidas para a ZTA e 3
medidas para a ZF. Todas as medidas foram feitas sob uma linha horizontal a uma distância
de 3 mm da superfície do cordão de acabamento.
As medidas foram realizadas através de um microdurômetro de bancada fabricante LEIKA,
modelo LEITZ WETZLAR GERMANY, registrador RZD-DO LEITZ. Carga utilizada de
0,981 N (0,1 kgf).
Figura 33. Desenho esquemático dos pontos de medição de microdureza.
62
5
RESULTADOS
5.1 RESULTADOS DA 1ª FASE
5.1.1 Produção de cordões sobre chapa
Foram produzidos 5 cordões (cordões 28 a 32 da seqüência de testes) sobre chapa, sem
respingos, modo de transferência spray, sem presença de defeitos superficiais, apresentados
na FIG.35. Os parâmetros de soldagem estão apresentados na TAB.13.
Tabela 13. Parâmetros de soldagem
Foi fixada a tensão (tensão constante), DBCP (distância do bico de contato até a peça) de 15
mm e variado a corrente elétrica, objetivando obter vários níveis de energias de soldagem.
Estes testes foram importantes para verificação do comportamento do equipamento (robô) e
do processo de soldagem, bem como a relação entre os parâmetros (corrente, tensão,
velocidade, geometria do cordão, modo de transferência) aplicados.
Na TAB. 14 podem ser vistos os resultados da variação dos parâmetros de soldagem e os
valores das respectivas energias de soldagem.
Tabela 14. Resultados da soldagem dos cordões sobre chapa (UNS S31803)
63
Conforme a FIG. 34 observou-se que quanto maior a energia de soldagem, menor a fração de
ferrita. Isso se explica pela alta taxa de resfriamento proporcionado pela grande espessura do
material, que reduz o tempo de resfriamento e dificulta a formação da fase austenita. A
diluição também é reduzida com o aumento da energia de soldagem, comportamento que foi
atribuído ao maior crescimento do metal de reforço em relação ao metal diluído e que foi
favorecido pela redução da velocidade de soldagem.
80,0
Fração (%)
75,0
70,0
65,0
60,0
55,0
50,0
0,70
0,76
0,83
0,87
1,04
Energia de soldagem (kJ/mm)
Ferrita
Figura 34. Relação entre energia de soldagem e fração de ferrita.
A FIG. 35 apresenta o aspecto dos cordões produzidos sobre chapa. Foi realizado ensaio
metalográfico (apenas o ataque com reagente Behara) para verificação da penetração, reforço
e forma do cordão.
Figura 35. Cordões sobre chapa.
A FIG. 36 apresenta o gráfico que demonstra a relação da energia de soldagem com os
parâmetros geométricos do cordão (penetração, reforço e largura), verifica-se que houve um
aumento nas dimensões do reforço, da penetração e da largura média do cordão com o
incremento da energia aplicada na soldagem.
64
7,0
Dimensões (mm)
6,0
5,0
4,0
Reforço
3,0
Penetração
2,0
1,0
0,0
0,70
0,76
0,83
0,87
1,04
Energia de soldagem (kJ/mm)
Figura 36. Relação entre energia soldagem, penetração e reforço do cordão.
Como os cordões apresentados na FIG.35 apresentaram regularidade na geometria (largura,
altura) e bom acabamento superficial (sem defeitos e respingos), os parâmetros aplicados para
produzir esses cordões, foram aplicados para a soldagem no chanfro em K.
A soldagem com utilização do robô do LRSS/UFMG, mostrou-se inviável pelas dificuldades
em relação à programação para soldagem de múltiplos passes, porque para cada passe ocorreu
a mudança de referência em relação a altura e posicionamento do cordão. Devido às
dificuldades citadas em relação ao robô, somado aos recursos disponíveis no laboratório da
empresa ArcelorMittal Inox, conforme FIG. 37 a e b, como por exemplo equipamentos de
soldagem GMAW mecanizado, equipamentos de corte, usinagem, preparação dos corpos de
prova, volume necessário de consumível e disponibilidade de equipamento de solda, decidiuse por continuar a soldagem e demais testes necessários no laboratório da empresa na cidade
de Timóteo- MG.
300 m m
(a)
(b)
Figura 37. Equipamento soldagem MIG/MAG (a) e equipamento de alimentação arame (b).
A TAB.15 apresenta os parâmetros coletados durante a atividade de validação e ajustes das
variáveis. Observa-se que fixando os valores de tensão, vazão de gás de proteção, DBCP
(stikout) e velocidade de soldagem, modificando apenas o consumível e equipamento de
soldagem, a corrente alterou (aumentou) o valor em 16 %.
65
Tabela 15. Parâmetros de soldagem nos laboratórios da UFMG e ArcelorMittal Inox.
Cordão
36
37
Corrente Tensão
[A]
[V]
220
185
29,0
29,0
Energia
Velocidade Velocidade
Soldage
soldagem
arame
m
[cm/min]
[m/min]
[kJ/mm]
50
50
-
5,6
Observação
0,61
Sobre chapa, modo de transferência spray
(vários cordões paralelos). Testado menor corrente
para reduzir energia soldagem.
0,52
Primeiro cordão sobre chapa, produzido no
laboratório da ArcelorMittal Timóteo, mesmo
repetindo os mesmos parâmetros do LRSS da
UFMG, o cordão ficou mais estreito, com menor
reforço e modo de transferência do tipo curto
circuito. Fixado os demais parametros, observouse que apenas a corrente ficou menor 16 % em
relação a usada na UFMG.
Nota: aplicado gás de proteção com vazão de 20 l/min e stickout de 22 mm. A velocidade de
alimentação do arame foi fixada em 10 m/min, sendo esse parâmetro controlado no
equipamento de soldagem GMAW do laboratório da ArcelorMittal Inox.
Realizado a revisão dos parâmetros e adequação para o equipamento do laboratório da
ArcelorMittal Inox através da produção de 10 cordões para verificação da morfologia e
metalografia da junta soldada.
5.1.2 Soldagem da junta de topo com chanfro K
a) Problema da falta de fusão da raiz e face da raiz.
Para realizar os primeiros cordões no chanfro em K, foram aplicados inicialmente os mesmos
parâmetros de soldagem apresentados na TAB. 15 (cordão número 37). Após o primeiro
passe, observou-se que o arco fundiu apenas a parte inclinada do chanfro, conforme
apresentado na FIG. 38, ficando a parte reta (90º) sem nenhuma fusão, ou participação na
formação do cordão.
66
Figura 38. Posicionamento da tocha no chanfro em K.
Para resolver o problema da falta de fusão, decidi-se por inclinar a tocha em 10º (em relação à
linha de centro do cordão) para garantir a fusão da parte reta do chanfro, devido à condição de
paralelismo em relação ao arame. Como o arame estava muito próximo à parte reta do
chanfro, conforme FIG. 39, a primeira ação foi corrigir a posição, deixando o arame
posicionado na metade da abertura da junta.
Figura 39. Posicionamento da tocha no chanfro em K.
Foram produzidos cordões no chanfro em K, com os parâmetros mostrados na TAB.16, mas
não se obteve sucesso na produção de um cordão que promovesse a fusão das partes (reta e
inclinada) da junta.
67
Tabela 16. Parâmetros do primeiro cordão no chanfro em K.
Cordão
40
Corrente Tensão
[A]
[V]
285
32,9
Energia
Velocidade Velocidade Abertura
Soldagem
soldagem
arame
da junta
Absorvida
[cm/min]
[m/min]
[mm]
[kJ/mm]
50
10
3
0,90
Observação
Soldagem no chanfro K - arco
fundiu apenas a peça chanfrada e
não foi suficiente para preencher
a abertura da junta.
Nota: aplicado gás de proteção com vazão de 20 l/min e DBCP (stickout) de 25 mm.
Após os problemas citados sobre a fusão incorreta (sem controle) da raiz e face da raiz, foram
realizadas as seguintes modificações:
•
Reduzido o DBCP de 25 mm para 15 mm, para proporcionar arco mais estável.
•
Reduzido a abertura de 3 mm para 1,5 mm, para evitar o escoamento do metal fundido
para a parte inferior da junta.
•
Realizado os cordões com 3 energias de soldagem diferentes, através da variação da
velocidade de soldagem, objetivando verificar o efeito na fusão da raiz, face da raiz e
aspectos do enchimento da junta.
A TAB. 17 apresenta os parâmetros de soldagem de uma junta, formada por 4 cordões
(número 41 a 44) produzidos com diferentes valores de energia de soldagem, a partir das
modificações citadas.
Tabela 17. Parâmetros de soldagem para enchimento do chanfro em K, junta de topo.
Velocidade Velocidade
Corrente Tensão
Cordão
soldagem
arame
[A]
[V]
[cm/min]
[m/min]
Abertura
da junta
[mm]
Energia
Soldagem
Absorvida
[kJ/mm]
Observação
41
289
32,9
35
10
1,5
1,30
"Cordão 1" raiz
42
295
32,9
40
10
1,5
1,16
"Cordão 3"
43
295
32,9
50
10
1,5
0,93
"Cordão 4"
44
307
32,9
35
10
1,5
1,39
"Cordão 2" raiz
Nota: aplicado gás de proteção com vazão de 20 l/min e DBCP de 15 mm.
68
A FIG. 40 apresenta a junta soldada, a partir dos parâmetros apresentados na TAB. 17 e o
defeito de falta de fusão de parte da face da raiz, onde suspeitou-se do baixo nível de energia
de soldagem (máximo 1,39 kJ/mm, ver dados do cordão numero 44, TAB. 17). Conclui-se
que esse nível de energia de soldagem não estava produzindo um arco elétrico e calor
suficiente para garantir a fusão da raiz e face da raiz para o material de grande espessura.
Optou-se então por produzir cordões através da aplicação de maior energia de soldagem
(valor maior que 1,39 kJ/mm).
Figura 40. Defeito de falta de fusão na face da raiz da junta soldada.
b) Aplicação da extração da raiz da solda.
Foram produzidos 2 cordões (número seqüencial 53 e 54) conforme TAB. 18, com maior
energia de soldagem (1,79 kJ/mm e 3,06 kJ/mm) para observação do comportamento da junta
em relação à efetividade da soldagem e fusão da raiz.
69
Tabela 18. Parâmetros para obtenção de maior energia de soldagem.
Cordão
Corrente
[A]
Tensão
[V]
53
283
33
54
290
33
Velocida
Velocidade
de
arame
soldagem
[m/min]
[cm/min]
25
15
Abertura
da junta
[mm]
Energia
Soldagem
Absorvida
[kJ/mm]
1,5
1,79
1A - extraiu-se raiz, mas ainda não foi o
suficiente para eliminar o defeito de falta de
fusao da face da raiz.
3,06
2A - não fundiu a raiz, necessidade de extração
da raiz com lixadeira. Retirou-se toda a raiz,
observado que quanto maior a energia
soldagem, menos fusao da face da raiz e
inclusive da parte reta do chanfro.
10
10
1,5
Observação
Nota: aplicado gás de proteção com vazão de 20 l/min e stickout de 15 mm.
Para a obtenção dessas energias, foram mantidos os demais parâmetros e variado apenas a
velocidade de soldagem (reduzido a velocidade).
Na FIG. 41 são apresentadas as fotos indicando o defeito de falta de fusão da raiz, mesmo
após a aplicação de maiores valores de energia de soldagem.
(a)
(b)
Figura 41. Cordões de solda (a) falta de fusão da raiz e face da raiz (b).
70
O defeito de falta de fusão da raiz persistiu mesmo aplicando maiores valores de energia de
soldagem (1,79 kJ/mm e 3,06 kJ/mm). Como outra ação para resolver esse problema, decidiuse pela extração da raiz, pelo lado oposto com posterior soldagem para enchimento, conforme
apresentado na FIG. 42 a, b e c.
(a)
(b)
(c)
Figura 42. Desenho esquemático da junta com a solda de raiz (a), a aplicação de extração
da raiz na raiz (b) e a junta preenchida ainda apresentando o defeito de falta de fusão (c).
Depois de realizado o passe de raiz em apenas um lado da junta, procedeu-se com a extração
da raiz através de lixadeira elétrica com disco de corte adequado para aço inoxidável. Para
confirmar a total remoção da região com problema de falta de fusão foi realizado ensaio não
destrutivo por liquido penetrante.
Logo após, realizou-se novos cordões (4) com os mesmos
níveis de energias de soldagem (1,79 kJ/mm e 3,06 kJ/mm), para preencher a região onde foi
extraída a raiz.
Para verificar se foi solucionado o problema de falta de fusão da face da raiz, foi realizado o
ensaio de ultra-som em toda a extensão da junta soldada, lado inferior e superior.
No ensaio de ultra-sonografia, detectou-se ainda a presença de descontinuidade na direção
paralela ao cordão, em todo o seu comprimento e com profundidade de 11 mm. A
profundidade da descontinuidade coincidiu com a profundidade do fundo da região onde foi
realizada a extração da raiz. Como a extração da raiz ficou muito profunda, observou-se que
durante a soldagem, quando a tocha deslocava, formava-se uma poça de perfil esférico, que
deslocava na frente do arco elétrico. Como as paredes (lateral) apresentavam uma área
relativamente grande para troca de calor, esta poça apenas preenchia e solidificava, não
promovendo a fusão do fundo dessa região.
Considerando o defeito de falta de fusão mesmo depois de aplicadas varias ações para solução
do problema e ainda a necessidade garantir uma melhor ação do arco elétrico na região da
71
superfície do chanfro, foi estudada a possibilidade de modificar o tipo de chanfro. A norma
AWS D1.1:2004 section 3, para grandes espessuras (maiores que 12 mm), também recomenda
o chanfro em X ou duplo V.
Decidiu-se então por usinar novas chapas com chanfro em X e realizar testes e parametrização
a partir desse novo chanfro, conforme apresentado na FIG. 43.
Figura 43. Montagem junta de topo e chanfro em X.
5.1.3 Soldagem da junta de topo com o chanfro X
Para realizar a soldagem, foi definido a seqüência dos cordões e os lados (superfície) da junta
soldada conforme indicado na FIG. 44.
Figura 44. Configuração da seqüência dos cordões
Na TAB. 19 pode ser visto os parâmetros inicias de soldagem para a nova condição de junta
de topo e chanfro em X, formada pelos cordões de número 61 a 64.
72
Tabela 19. Parâmetros iniciais de soldagem para chanfro em X
Cordão
Corrente Tensão
[A]
[V]
Velocidade Velocidade Abertura Energia
da junta Soldagem
soldagem
arame
[cm/min]
[mm]
[kJ/mm]
[m/min]
Observação
61
248
26
30
10
1,5
1,03
Lado A cordão 1. Modo transferencia spray
62
273
26
30
10
1,5
1,14
Lado A cordão 2. Reforço alto. Corrente alta porque
com o primeiro cordão enchendo parte da junta, o
stickout ''diminui''.
63
252
26
30
10
1,5
1,05
Lado B, cordão 3. Bom aspecto visual, reforço e
largura.
64
316
33
30
10
1,5
1,67
B cordao 4. Aumentado a tensão para ter cordão mais
largo e com menor reforço.
O equipamento utilizado no processo GMAW foi do tipo tensão constante, sendo fixado o
valor de 26 volts. As variações nos valores de corrente elétrica vistos na TAB.19 deve-se a
variação do comprimento do arco, em função da distancia “d” do arame em relação as paredes
do chanfro durante o enchimento, conforme mostrado esquematicamente na FIG. 45.
A situação (b) produz maior cumprimento de arco e arco elétrico, influenciando a corrente.
(a)
(b)
Figura 45. Variação da posição do arame para enchimento da raiz (a) e segundo passe(b).
Outras alterações no processo:
•
Vazão de gás de proteção reduzida de 20 l/min para 15 l/min.
•
Tensão de 26 V e velocidade de soldagem 30 cm/min para obter menores níveis de
energia de soldagem, considerando que o chanfro em X é mais favorável a fusão do
material da junta, devido sua forma geométrica.
A FIG. 46 mostra a montagem das chapas de aço e a fixação do conjunto, como preparativo
para a soldagem da junta.
73
(a)
(b)
(c)
Figura 46. Configuração do chanfro em (a), fusão da raiz (b) e cordão de acabamento (c).
No ensaio de inspeção visual usando lupa simples com aumento de 5 vezes não foi detectado
defeitos superficiais na junta e no ensaio de ultra-som, em toda a sua extensão, não foram
detectadas descontinuidades, sendo aprovado os parâmetros usados na produção da junta
conforme e critério de aceitação conforme ASME VIII Divisão 1.
5.2 RESULTADOS DA 2ª FASE
5.2.1 C1: Condição de baixa energia de soldagem (0,85 kJ/mm) e temperatura entre
passes menor que 150 ºC.
Na TAB. 20 podem ser vistos os parâmetros para a soldagem, caracterizada pela baixa energia
de soldagem (média de 0,85 kJ/mm) com a temperatura entre passes menor que 150 ºC. Os
cordões número 72, 73, 75, 76 e 77 foram realizados com tensão ou velocidade mais alta para
se obter mesmo nível de energia e proporcionar reforço baixo e mais largo objetivando
melhor aspecto geométrico do enchimento do chanfro.
74
Tabela 20. Parâmetros para soldagem da junta 1, condição C1.
Cordão
Corrente Tensão
[A]
[V]
Energia
Velocidade
Soldagem
soldagem
Absorvida
[cm/min]
[kJ/mm]
Observação
Temperatura entre passes [°C]
Temperatura entre passes [°C]
(medida com pirômetro manual no (medida com termopar a 7 mm
centro do cordão)
da face do chanfro)
71
244
26
30
1,02
Cordão 1 raiz lado A
Temperatura ambiente = 28 °C
72
253
26
60
0,53
Cordão 6 lado A
Temperatura = 120 °C
73
284
26
60
0,59
Cordão 7 lado A
Temperatura = 126 °C
74
317
33
30
1,67
Cordão 2 raiz lado B
Temperatura na raiz solda = 61 °C
166,5 °C
75
329
33
60
0,87
Cordão 3 lado B
Temperatura = 68 °C
72,6 °C
76
292
33
60
0,77
Cordão 4 lado B
Temperatura = 112 °C
137,1 °C
77
295
33
70
0,67
Cordão 5 lado B
Temperatura = 124 °C
144,4 °C
Energia de soldagem média
25 °C
139,6 °C
150 °C
0,85
Alem da medição com 02 termopares foi também realizado medição com pirômetro manual
no centro do cordão. A seqüência de produção dos cordões esta representada na FIG. 47.
Figura 47. Desenho esquemático da seqüência de passes da junta soldada.
5.2.1.1 Monitoramento do ciclo térmico da soldagem com baixa energia e temperatura
entre passes menor que 150 ºC
A FIG. 48 apresenta os dados coletados das temperaturas geradas durante a execução dos
cordões da junta 1, total de 7 cordões.
Cordão 1
Cordão 5
Cordão 3
Cordão 7
Cordão 4
Cordão 6
Cordão 2
Figura 48. Ciclo térmico da soldagem condição C1
75
O gráfico apresenta a forma típica de ciclos de soldagem na condição de múltiplos passes.
Cada região de maior temperatura (picos) representa o instante em que a tocha (arco elétrico )
passou pelo ponto mais próximo ao termopar. O termopar 2 estava instalado mais próximo
(5 mm) à região do chanfro e por isso foi danificado a partir do 5º cordão de solda.
5.2.2 Soldagem com alta energia (acima de 2 kJ/mm)
Como teste para a soldagem em alta energia, iniciou-se com energia de soldagem em valores
próximos de 3,0 kJ/mm. Pelos resultados obtidos, conforme apresentados na TAB. 21, não se
recomenda a soldagem nesse nível de energia, mesmo para junta de topo e chanfro em X.
Ocorreu fusão total da face da raiz e a abertura da junta de 1,5 mm chegou a 5 mm, furando a
região da junta próxima a raiz e vazando todo o material fundido. Conclui-se que para
viabilizar a soldagem, seriam necessárias outras ações técnicas que tornariam a atividade
onerosa e demorada. Definiu-se que a soldagem final das juntas condição C2 e C3, objeto
desse trabalho, serão soldadas com passe de baixa energia (menor que 1 kJ/mm) para fusão
completa da raiz e todos os demais cordões de enchimento e reforço, com alto nível de
energia de soldagem (2,50 kJ/mm).
Tabela 21. Parâmetros do teste para cordões iniciais com alta energia de soldagem.
Corrente Tensão
Cordão
[V]
[A]
Energia
Velocidade
Soldagem
soldagem
Absorvida
[cm/min]
[kJ/mm]
Observação
78
283
33
15
2,99
Cordão 1 raiz lado A
Fundiu excessivamente (furou) toda a face da
raiz e a abertura da junta ficou com 4 mm de
largura.
79
295
33
15
3,12
Cordão 2 lado A
Tentado encher a raiz, sem sucesso. A largura
da abertura ficou excessiva.
Energia de soldagem média
3,05
A FIG.49 apresenta as fotos da situação de fusão excessiva da raiz (furo da região), com a
aplicação de energia próxima de 3,0 kJ/mm, provocando o escoamento de grande parte do
material fundido para a parte inferior da junta, inviabilizando a soldagem para esse nível de
energia.
76
10 mm
(a)
(b)
Figura 49. Fusão excessiva da raiz (a) e vazamento do metal fundido com posterior
solidificação na parte inferior da junta (b).
5.2.3 C2: Condição de alta energia de soldagem (2,50 kJ/mm) e temperatura entre
passes menor que 150 ºC.
Para a soldagem da raiz, foi aplicada energia de soldagem de 0,82 e 0,69 kJ/mm para permitir
a fusão completa. Apenas nos cordões de enchimento foi aplicada alta energia de soldagem.
Na TAB. 22 podem ser vistos os parâmetros para a soldagem da junta 2. Para o enchimento,
foram necessários apenas dois passes (1 de cada lado), condição permitida por alta taxa de
deposição de consumível e velocidade de injeção de arame (consumível) de 10 m/min.
Tabela 22. Parâmetros para soldagem da junta 2, condição C2.
Corrente Tensão
Cordão
[A]
[V]
Energia
Velocidade
Soldagem
soldagem
Absorvida
[cm/min]
[kJ/mm]
Observação
Temperatura entre passes [°C]
82
310
33
60
0,82
Cordão 1 raiz lado A
Temperatura ambiente = 25 °C
83
305
33
70
0,69
Cordão 2 raiz lado B
Temperatura 90 °C ao iniciar
soldagem.
84
314
33
20
2,49
Cordão 3 lado B
Temperatura 114 °C no inicio da
soldagem.
85
318
33
20
2,52
Cordão 4 lado A
Iniciado a soldagem com 115 °C
inicio do passe - centro do cordão
Energia de soldagem média
2,50
A FIG. 50 apresenta o desenho esquemático da seqüência de passes aplicados para produzir a
junta soldada. Os cordões 1 e 2 são passes da raiz e os cordões 3 e 4 enchimento da junta.
77
Figura 50. Desenho esquemático da seqüência de soldagem
5.2.4 C3: Condição de alta energia de soldagem (2,51 kJ/mm) e temperatura entre
passes maior que 150 ºC.
Na TAB. 23 podem ser vistos os parâmetros para a soldagem da junta 3. Para o enchimento
também foram necessários apenas dois passes (um de cada lado), condição permitida pela
alta taxa de deposição de consumível (baixa velocidade de soldagem) e velocidade de injeção
de arame (consumível) de 10 m/min.
Mesmo para a condição de alta energia e a seqüência de passes indicada na TAB. 23 (coluna
observação) e FIG.51, o material apresentou baixo nível de empeno na junta soldada, ou seja,
a deformação foi baixa em função da alta taxa de resfriamento, em função da grande
espessura do material.
Tabela 23. Parâmetros para soldagem da junta 3, condição C3.
Cordão
Corrente Tensão
[A]
[V]
Energia
Velocidade
Soldagem
soldagem
Absorvida
[cm/min]
[kJ/mm]
Observação
Temperatura entre passes[°C]
Temperatura entre passes [°C]
(medida com pirômetro manual no (medida com termopar a 7 mm
centro do cordão)
da face do chanfro)
86
284
33,1
60
0,75
Cordão 1 raiz lado A
Temperatura inicial 27 ºC ambiente
27 °C
87
292
33,1
60
0,77
Cordão 2 raiz lado B
Temperatura 101 ºC inicio
soldagem
86,6 °C
88
315
33,1
20
2,50
Cordão 3 lado B
Temperatura 210 ºC inicio
soldagem
189,4 °C
89
317
33,1
20
2,52
Cordão 4 lado A
Temperatura 230 ºC inicio
soldagem
216 °C
Energia de soldagem média
2,51
Definiu-se pela soldagem da raiz com passe de baixa energia (menor que 1 kJ/mm) e todos os
demais cordões de enchimento e reforço, com alta energia de soldagem (2,51 kJ/mm).
78
Figura 51. Desenho esquemático da seqüência de soldagem
A FIG. 52 apresenta os valores de temperaturas geradas durante a execução dos cordões da
junta 3, total de 4 cordões. O intervalo de tempo entre cordão 2 e 3 foi menor em relação aos
demais cordões, devido à seqüência de soldagem. Para os cordões 2 e 3 não houve
necessidade de virar a peça (localizadas no mesmo lado). Os cordões (3 e 4) de enchimento
foram produzidos com temperaturas superiores a 150º C. Obteve-se temperatura máxima de
1087,8 atingida rapidamente (1031 s) devido ao grande aporte térmico.
Figura 52. Ciclo térmico da soldagem.
O termopar 2 estava instalado mais próximo (5 mm) da zona de ligação e foi danificado
durante a execução do primeiro cordão de alta energia, devido à exposição a altas
temperaturas, o que danificou as pontas de medição.
A forma de montagem e fixação dos termopares do tipo K, instalados na peça para coleta dos
dados do ciclo térmico, garantiu a integridade de um dos termopares durante a soldagem de
alta energia, que gera também altas temperaturas, alem da movimentação rápida das peças
após cada passe, para a manutenção da temperatura acima de 150º C.
79
A partir dos dados coletados no ciclo térmico e aplicação da equação (4) conforme aplicado
no item 2.6, foi calculado a taxa de resfriamento para a condição C3, conforme apresentado
na tabela 24.
Tabela 24. Cálculo da taxa de resfriamento (aplicando temperaturas coletadas)
K
T0
Tc
Eabs
R
Condutividade termica
[J/mm s ºC]
Temperatura inicial chapa
[ºC]
Temperatura interesse para
calculo da taxa resfriamento
[ºC]
Energia absorvida
[J/mm]
Taxa de resfriamento
[ºC/s]
0,02
677,5
1094,6
2500
8,74
O valor calculado da taxa de resfriamento de 8,74 ºC/s (aplicando o mesmo critério conforme
item 2.6 TAB. 9) é o tempo de 47,8 segundos para resfriamento de 1094,6 ºC ate 677,5 ºC e
representa 47,8 segundos. Foi plotado no gráfico, conforme a FIG. 53 e como pode ser visto,
esse nível de taxa de resfriamento para o aço UNS S31803 esta localizado em região fora da
condição de formação de fase intermediaria. O preaquecimento se faz necessário. Uma
energia de soldagem alta leva a uma velocidade de resfriamento menor e, conseqüentemente,
favorecerá a formação da austenita, tendendo ao equilíbrio com a ferrita (Shinozaki et al 1992
apud HERTZMAN et al, 1986).
Figura 53. Curvas de precipitação de fases para aços inoxidáveis duplex.
Fonte: (KARLSSON,1999). Modificado.
80
O gráfico da FIG. 54 apresenta os valores de tensão e corrente, onde pode ser observada a
variação durante o processo, que teve como média 318 A, durante toda a soldagem. Verificouse que o modo de transferência foi por spray em função dos níveis de corrente elétrica
aplicados (média de 318 A).
Figura 54. Medição de corrente e tensão durante a soldagem junta 3 condição C3
5.2.5 Resultados dos ensaios
5.2.5.1 Resultados da microscopia óptica
a) Macrografia metal base
A estrutura do metal base pode ser vista na conforme FIG. 55 de estrutura lamelar com grãos
alongados na direção de laminação e composta por uma matriz ferrítica com ilhas de
austenita.
Figura 55. Microestrutura do metal base (aumento 200x).
81
a) Macrografia dos cordões de solda
Como pode ser visto na FIG. 56 a junta não apresentou descontinuidades ou defeitos de
soldagem. Os cordões não ficaram simétricos em função do alinhamento deficiente das chapas
e do chanfro na fase de preparativos, porém, apresentaram boa penetração e enchimento do
chanfro. A raiz foi completamente fundida, contribuindo para a integridade da junta.
Figura 56. Macrografia das regiões da junta 1 (aumento 8x).
Como pode ser visto na FIG. 57 a junta apresenta simetria nos cordões produzidos, não sendo
observado defeitos de soldagem. A raiz também foi completamente fundida e os cordões
apresentam aspectos de boa penetração.
Figura 57. Macrografia das regiões da junta 2 (aumento 8x).
Como pode ser visto na FIG. 58, apesar do desalinhamento da junta, os cordões se apresentam
íntegros, sem presença de defeitos ou descontinuidades. O alto aporte térmico em C3 produziu
uma zona fundida maior (mais larga) em relação às condições C1 e C2.
82
Figura 58. Macrografia das regiões da junta 3 (aumento 8x).
d) Micrografia da ZTA dos cordões.
Conforme FIG. 59 (b) e (c), nas juntas 2 e 3, alta energia de soldagem, observa-se na região
da ZTA, a ferrita e a austenita mais grosseira, precipitada com formas arredondadas e
alongadas respectivamente.
Figura 59. Junta 1 na ZTA - passe enchimento (a), junta 2 na ZTA – passe enchimento (b)
e junta 3 na ZTA- passe enchimento (c). Todas as fotos com aumento 500x.
Especificamente na junta 3, de maior aporte térmico, a austenita lembra formas dendríticas e a
ferrita perfis mais alongados.
83
b) Medição da largura da ZTA dos cordões.
Em todas as juntas, observou-se que os aços inoxidáveis duplex apresentaram aumento de
grão na ZTA, sendo também muito estreita, tornando difícil inclusive a delimitação dessa
região para a medição de sua largura. Para a largura da ZTA da junta 1, FIG. 60 (a), o valor
médio foi de 140 µm.
Mesmo para as juntas 2 e 3 (produzidas sob alta energia de soldagem) os aços inoxidáveis
duplex apresentaram uma largura de ZTA muito pequena. Para a largura da ZTA da junta 2,
FIG.60 (b) o valor médio foi de 323 µm e junta 3, FIG. 60 (c) o valor médio foi de 330 µm.
Para medir a ZTA da junta 3 foi necessário inclusive, usar aumento de 200x.
Observa-se também através da FIG. 60 (b) e (c), a forma mais grosseira da austenita na ZTA
das juntas 2 e 3, de alta energia de soldagem em relação à junta 1.
Figura 60. Junta 1 ZTA - passes enchimento (a) (aumento 50x), Junta 2 ZTA- passe
enchimento (b) (aumento 50 x) e Junta 3 ZTA- passe de enchimento (c) (aumento 200 x).
84
c) Micrografia da ZF e ZTA dos cordões.
Pode ser observado na FIG. 61(a) formação de austenita acicular na matriz ferrítica da junta 1.
Isto provavelmente ocorre porque com o aquecimento da ZF em temperaturas superiores a
1000°C, há aumento da fração de ferrita, e no resfriamento rápido subseqüente à solda, a
austenita se forma com morfologia acicular (MODENEZI, 2008).
Na junta 2 e 3 observa-se formação diferente no cento da fase ferrítica, que sugere formação
de precipitados (nitretos), porém, pela analise realizada, são pontos ou manchas gerados a
partir do ataque com reagente Behara. A possibilidade dessas manchas também serem
precipitados de carbonetos é muito remota, se considerarmos o baixo percentual de carbono
na composição química do metal base e consumível (0,010 % e 0,013 % respectivamente).
Figura 61. Junta 1 na ZF entre 2° e 3° passes (a), junta 2 na ZTA do 2° passes (b)
e junta 3 na ZTA do e 3° passes (c). Todas as fotos com aumento 1000 x.
85
d) Micrografia da ZF dos cordões.
Nas fotomicrografias das FIG. 62 e 63, observa-se a austenita alotrimórfica de contorno de
grão (1), a austenita de Widmanstätten (2) e a austenita intragranular (3) que pode ser também
a de Widmanstätten interceptada transversalmente ao seu eixo longitudinal. A austenita
alotrimórfica de contorno de grão pode se apresentar de maneira contínua ou descontínua. A
quantidade total de austenita e a fração de cada uma das suas possíveis morfologias não são
apenas controladas pela velocidade de resfriamento, mas também pela composição química e
pelo tamanho de grão da ferrita já solidificada na solda.
Figura 62. Junta 1 ZF - cordão 7 (enchimento). Aumento 200x.
Figura 63. Junta 3 ZF - cordão 3 (enchimento). Aumento 200x.
86
e) Ensaio para verificação da fase sigma na microestrutura da ZF e ZTA.
Figura 64. Região da ZTA das juntas 1(a), 2(b), e 3(c) todas na região do passe 2
(enchimento/acabamento). Aumento 200 x.
Conforme apresentado na FIG. 64, foram mapeadas todas as regiões da ZF e ZTA de todas as
juntas e não ocorreu a formação de fases intermediárias, bem como a fase sigma na
microestrutura da ZTA e ZF das juntas C1, C2 e C3. A formação dessa fase indesejável
depende de tempo (horas) em altas temperaturas (acima de 700 ºC) conforme pode ser
verificado na FIG 16 item 2.3.2. (MAGNABOSCO, 2005) e ítem 2.6, parágrafo 2,
(ROMANA, 2009).
O fato de ter aumentado a fração de ferrita na ZTA de todas as juntas soldadas (C1/C2/C3),
também é indicativo da não formação da fase sigma, uma vez que essa se forma a partir da
ferrita. No caso de formação da fase sigma, por exemplo, parte da ferrita teria se transformado
nessa fase, o que não ocorreu.
87
5.2.5.2 Medição de microdureza
a) Metal Base
No metal base, a microdureza na ferrita apresenta valor médio de 267 HV e na austenita valor
médio de 297 HV, conforme TAB. 25.
Tabela 25. Valores de microdureza no metal base (MB) para ferrita e austenita.
b) Regiões do MB, ZF e ZTA da junta 1, condição C1
Comparando com o metal base, observa-se um aumento da microdureza da ferrita de apenas
5,6 % na ZF e de apenas 4,1 % na ZTA. Para a austenita os valores de microdureza também
apresentaram uma variação de + 1,3 % na ZTA e de – 5,7 % na ZF, ambas em relação ao
metal base. Todas as variações de microdureza de ferrita e austenita não foram consideradas
significativas, conforme TAB. 26 e FIG. 65.
Tabela 26. Valores de microdureza no Metal Base, ZF e ZTA, junta 1
88
310
290
Microdureza (HV)
270
Ferrita
301
297
282
278
Austenita
280
267
250
230
210
190
170
150
MB
ZTA
ZF
Região da junta
Figura 65. Variação da microdureza na ferrita e austenita, MB, ZF e ZTA, junta 1.
c) Regiões do MB, ZF e ZTA da junta 2, condição C2
Ocorreu um pequeno crescimento na microdureza da ferrita de 7,8 % na ZF e de 1,8 % na
ZTA em relação ao metal base. Em relação à microdureza da austenita os valores
apresentaram pequena variação, ficando praticamente constantes e no mesmo patamar do
metal base, conforme TAB.27 e FIG. 66. Mesmo a junta 2 sendo produzida com aplicação de
alto nível de energia de soldagem (2,50 kJ/mm), não ocorreu variação significativa nos
valores de microdureza das fases.
Tabela 27. Valores de microdureza no Metal Base, ZF e ZTA da junta 2.
89
Ferrita
310
297
295
290
Microdureza (HV)
270
294
288
Austenita
272
267
250
230
210
190
170
150
MB
ZTA
ZF
Região da junta
Figura 66. Variação da microdureza na ferrita e austenita, MB, ZF e ZTA, junta 2.
d) Regiões do MB, ZF e ZTA da junta 3, condição C3
Ocorreu um pequeno crescimento na microdureza da ferrita de 4,8 % na ZF e de 2,9 % na
ZTA em relação ao metal base, conforme TAB. 28 e FIG.67. A junta 3 foi produzida com
aplicação de alta energia de soldagem e a temperatura entre passes maior que 150 ºC. O
maior aporte térmico influenciou a variação ligeiramente maior, mas ainda não foi
significativo em termos de microdureza para as fases.
Tabela 28. Valores de microdureza no Metal Base, ZF e ZTA da junta 3.
90
Ferrita
310
299
297
286
290
280
275
267
270
Microdureza (HV)
Austenita
250
230
210
190
170
150
MB
ZTA
ZF
Região da junta
Figura 67. Variação da microdureza na ferrita e austenita, MB, ZF e ZTA junta 3.
d) Comportamento da microdureza da ferrita em relação ao aporte térmico
Conforme FIG. 68 pode-se observar o comportamento da microdureza em relação ao aporte
térmico para as condições C1, C2 e C3 e suas respectivas regiões da ZF e ZTA.
Ferrita:
Na ZF a microdureza é maior (em média 6 %) que MB, mas tende a diminuir quando
aumenta-se o aporte térmico.
Para a ZTA, a microdureza também é maior (em média 2,9 %) que MB, mas tende a aumentar
quando aumenta-se o aporte térmico.
Austenita:
Na microdureza da austenita também ocorreram pequenas variações, Na ZF a microdureza é
menor (em média 1,9 %) que MB e na ZTA, a microdureza é também menor (em média 1,1
%) em relação ao MB. Apesar da ocorrência dessas pequenas variações, não foram
consideradas significativas. Permaneceu a condição do metal base, onde a austenita tem
valores de microdureza maiores que a ferrita.
350
Mricrodureza (HV)
300
278
267
282
272
288
275
280
250
200
150
ZTA
100
50
0
0
MB
C1
C2
Condições (aporte termico)
C3
ZF
91
Figura 68. Variação da microdureza na ferrita para as condições C2 e C3.
Conclui-se que o aporte térmico tem influencia na microdureza da ferrita e austenita, mas são
variações pouco significativas, não sendo suficientes para alterar as características de
resistência a tração e mostrando que a tendência é a não formação de fases indesejáveis como
α’ e sigma, porque quando ocorre a formação, o valor da microdureza aumenta em níveis
maiores que os encontrados nas juntas.
5.2.5.3 Medição das frações de ferrita e austenita nas juntas soldadas.
a)
Medição na junta 1.
A FIG. 69 mostra que a ferrita aumentou na região da ZTA e manteve a ZF com percentual
próximo ao MB. Na zona fundida, a presença de austenita é maior devido a ação do
nitrogênio (austenitizante), que faz com que esta fase tenha um aumento maior que a ferrita.
Na junta 1 o aporte térmico é menor e a taxa de resfriamento maior, o que não permite a
formação da austenita em níveis próximos ao metal base, que depende de tempo para ocorrer.
O uso de uma baixa energia de soldagem significa uma velocidade de resfriamento maior, ou seja,
uma maior dificuldade de formação de austenita. Esse fato favorecerá uma junta mais rica em
ferrita. SHINOZAKI et al (1992 apud HERTZMAN et al, 1986).
90
Ferrita
78
80
70
Fração (%)
60
59
58
50
42
41
40
30
22
20
10
0
MB
ZTA
ZF
Regiões da junta soldada
Figura 69. Fração de ferrita e austenita da junta 1
Austenita
92
Sendo um metal e bom condutor de calor (Condutibilidade Térmica 20 W/m°C ± 10°C a
400°C) e grande espessura, o calor na região de soldagem é rapidamente escoado por toda a
massa envolvida no processo, acorrendo um resfriamento relativamente rápido (8,74 °C /s).
Para a junta C1, a menor energia de soldagem e temperatura entre passes de 150 °C
proporcionou alta taxa de resfriamento, gerando uma ZTA basicamente ferrítica (fração de
ferrita = 78 %). Valores de fração de ferrita maiores que 75 % podem causar trincas a frio na
junta soldada. (Ver item 2.4.3.2 - PETTERSON, 1995)
b) Medição para junta 2.
A FIG. 70 mostra que a ferrita aumentou muito principalmente na região da ZTA, na ZF não
ocorreu variação significativa.
Na junta 2 o aporte térmico é alto, consequentemente a taxa de resfriamento é menor que a
junta 1, o que permite uma pequena recuperação da austenita na ZTA, mas essa região ainda
apresentou alto valor de fração de ferrita, o que não é desejável. Na Condição C2, a energia de
soldagem foi maior (de 0,86 kJ/mm para 2,5 kJ/mm ), porém a temperatura entre passes foi de
no máximo 150 °C. Observa-se que mesmo para a condição C2, é necessário aumentar a
temperatura entre passes ou aplicar pré aquecimento para reduzir a taxa de resfriamento e
consequentemente aumentar a formação da austenita.
80
Ferrita
73
Austenita
70
Fração (%)
60
62
59
50
41
38
40
27
30
20
10
0
MB
ZTA
ZF
Figura 70. Fração da fase ferrita e austenita da junta 2
Para a junta C2, com maior aporte térmico, porem com a mesma temperatura entre passes de
150 °C, a fração de ferrita = 73 % ainda é considerada uma ZTA ferrítica.
93
b)
Medição para junta 3.
A FIG. 71 mostra que a ferrita aumentou na região da ZTA e na ZF, porém na ZF a variação
não foi significativa em relação ao MB. Na junta 3, em função da alta energia de soldagem e
da temperatura entre passes ser maior que 150 ºC, o aporte térmico foi maior em relação às
condições C1 e C2, o que diminuiu a taxa de resfriamento e permitiu maior nucleação e
crescimento da austenita na ZTA. A fração de ferrita na ZTA atende ao valor Maximo
permissível para fração de ferrita nessa região.(FEDELE, 1999; BRANDI, 1999) ver item 2.4.
80
Ferrita
71
Austenita
70
60
62
59
Fração (%)
50
41
38
40
29
30
20
10
0
MB
ZTA
ZF
Figura 71. Fração de ferrita e austenita da junta 3
Para a junta C3, onde a temperatura entre passes foi maior que 150 °C obteve-se uma ZTA
com fração de ferrita de 71 %, aceitável para a condição de estrutura duplex.
c)
Relação do aporte térmico com a fração das fases
Conforme a FIG. 72 apresenta, quanto maior o aporte térmico menor a formação da fração
ferrítica. Esse fato esta relacionado à taxa de resfriamento em função do aporte térmico e da
espessura e características físicas (condutividade) do metal base. Para a soldagem de chapas
grossas, deve-se garantir aporte térmico suficiente para reduzir a velocidade de resfriamento,
condição básica para a formação da austenita e ter o equilíbrio de fases, o que caracteriza o
aço inoxidável duplex e suas características físicas e mecânicas.
94
85
78
73
75
71
Fração (%)
65
55
45
35
29
27
22
25
Ferrita
Austenita
15
5
C1
C2
C3
Aporte térmico (kJ/mm)
Figura 72. Relação do aporte térmico com fração de ferrita e austenita.
5.2.5.4 Ensaio de tração
Todos os corpos de prova iniciaram a ruptura na região da ZTA, sendo propagada ate a ZF,
em função dessa região ter menor seção devido ao fenômeno da estricçao no centro do corpo
de prova. A direção e característica da fratura do corpo de prova também evidenciam a
ruptura na região da ZTA, conforme apresentado nas FIG. 73 e 74.
Figura 73. Desenho esquemático da junta soldada (a) e direção de fratura no CP (a) e
após o ensaio de tração (b).
Figura 74. Corpo de prova de tração, após o ensaio.
95
Na TAB. 29 pode ser visto o resultado da realização do ensaio de tração, onde os valores de
limite de resistência a tração de todas as amostras estão próximos aos valores tradicionais
mínimos (NILSSON, 1997) de 680 a 880 MPa. O ensaio do corpo de prova número 4 não foi
considerada pelo fato de ter apresentado descontinuidade (poro) na região da solda que
provocou uma trinca durante o ensaio.
Tabela 29. Limites de escoamento (0,2 %) e resistência à tração
(direção transversal ao cordão de solda)
Na FIG.75 pode ser visto que aumentando o aporte térmico, não houve variação significativa
do limite de resistência à tração (variação máxima de 0,9 %). Para o limite de escoamento da
junta C3 apresentou uma redução de 2,4 % em relação ao metal base em função da condição
de maior calor que foi submetido o material. Essa variação não foi considerada significativa,
96
860
856
853
856
850
Limites resistência (MPa)
840
Limite de resistencia
Limite de escoamento
820
795
800
799
791
776
780
760
740
720
MB
C1
C2
C3
Aporte térmico (C1, C2 e C3)
Figura 75. Relação entre resistência mecânica e aporte térmico.
Os valores de alongamento para todas as amostras ficaram muito próximos ao valor do metal
base, não apresentando variação significativa, conforme TAB. 30.
Tabela 30. Comparação entre valores de alongamento.
(direção transversal ao cordão de solda)
A variação máxima foi de 3,6 %, mostrando que a energia de soldagem e aporte térmico não
tem influência forte em relação ao alongamento do material de grande espessura, como pode
ser visto na FIG. 76.
97
30
Alongamento (%)
25
25
24
24
22
20
15
10
5
0
MB
C1
C2
C3
Aporte térmico (condição C1, C2 e C3)
Figura 76. Relação entre alongamento e aporte térmico.
O porte térmico não apresentou influencia nos valores de alongamento do material das juntas
soldadas.
98
6
CONCLUSÕES
Com os resultados obtidos pode-se concluir que:
1. O aporte térmico tem forte influencia na microestrutura da região da ZTA das juntas
soldadas, especificamente no tamanho de grão, largura e na fração volumétrica de ferrita.
2. Todas as juntas apresentaram ZTA muito estreita e caracterizada pelo aumento do tamanho
de grãos. As juntas com maior aporte térmico geraram ZTA mais larga que as juntas com
menor aporte térmico.
3. O aporte térmico não produziu efeitos consideráveis nos valores de resistência à tração em
relação ao metal base.
4. A ZF das amostras apresentaram morfologia característica de aço inoxidável duplex, com
equilibrada formação de ferrita e austenita nas formas de austenita alotrimórfica de contorno
de grão, austenita de Windmanstatten e austenita intragranular.
5. Aplicando baixo aporte térmico, para o caso de chapas grossas, o preaquecimento se faz
necessário (recomenda-se a temperatura de 150 °C). Recomenda-se também o tratamento pos
soldagem, na faixa de temperatura entre 1050 e 1100ºC por um período de tempo entre 5 a 30
minutos. Este tratamento térmico é suficiente para a dissolução de possíveis intermetálicos,
nitretos e carbonetos e para se balancear a fração de ferrita e austenita. Finalmente
recomenda-se o rápido resfriamento ate a temperatura ambiente para se evitar a reprecipitação
dos intermetálicos.
6. Os resultados obtidos no ensaio de microdureza e resistência a tração não sugerem
precipitação de intermetálicos, nitretos ou carbonetos, confirmando também a não formação
da fase sigma.
99
7. O aporte térmico não produz modificações significativas na resistência mecânica (tração)
em relação ao metal base. Todos os corpos de prova de alto e baixo aporte térmico romperam
na região da ZTA. Todas as fraturas apresentaram aspecto de comportamento dúctil.
8. Em relação às três condições testadas, recomenda-se a condição de alto aporte térmico e
temperatura entre passes maior que 150 ºC, como a melhor condição para a produção de
juntas soldadas em chapas grossas do aço inoxidável duplex UNS S 31803.
100
7
SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS
1. Verificação da influência da energia de soldagem na resistência a corrosão e
tenacidade da ZTA de juntas soldadas de aços inoxidáveis duplex.
2. Caracterização da estrutura e propriedades mecânicas e resistência à corrosão na junta
soldada com o mesmo aporte térmico, usando com o gás de proteção CO2 e Argônio +
oxigênio para aços inoxidáveis duplex.
3. Estudo da tenacidade e resistência à corrosão de junta soldada em aço inoxidável
duplex, produzidas com energia superior a 2,5 kJ/mm e com controle de temperaturas
entre passes.
101
8
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