2 Revisão Bibliográfica

2.1 Caracterização Metalográfica em Metal de Solda Cr-Mo

Sistematizar os conhecimentos adquiridos ao longo dos anos: esse é o

permanente desafio de todos os estudos feitos na tentativa de estabelecer as

relações existentes entre a microestrutura do metal de solda, sua composição

química, propriedades mecânicas e as variáveis operacionais. Apesar dos esforços

realizados nesse sentido, não há dúvidas, no entanto, quanto às dificuldades de se

unificar os pontos de vista sobre a estrutura metalográfica, no que se refere

principalmente às propriedades de impacto. Essas dificuldades vão desde as

interpretações diversas sobre o desenvolvimento das microestruturas até as

diferentes terminologias empregadas na identificação dos componentes

microestruturais. Apesar de problemas deste tipo, contudo, é possível se chegar a

conclusão, segundo TROTTI [3], de que as propriedades de impacto para os

metais de solda de baixo C ou de baixa liga são profundamente afetadas pela

microestrutura bruta de fusão.

Este trabalho irá tratar da análise do metal de solda em soldagens multipasse

e neste se distingui claramente três zonas no metal de solda: a zona colunar ou

região de grãos colunares (RGC), a zona reaquecida ou refinada de grãos

grosseiros (RGG) e de grãos finos (RGF), conforme a Figura 1.

Figura 1 – Diferentes regiões presentes em metal de solda obtido em solda multipasse. (1) RGC – região de grão colunar, (2) RGG - região de grão grosso e (3) RGF – região de grão fino.

18

Na zona colunar observar-se a existência das microestruturas primária e

secundária, enquanto que na refinada encontra-se a microestrutura terciária [3].

Durante a solidificação em soldagens multipasse, a estrutura austenítica,

considerada primária até a transição γ α se concretizar, faz com que esta

transformação de origem a microestrutura secundária, mais conhecida como

região colunar. Neste período, a ferrita começa a nuclear nos contornos da

austenita, na forma conhecida como alotriomorfa ou ferrita primária. Com o

progresso do resfriamento, até a temperatura ambiente, a nucleação da ferrita

primária adquire então, diversas morfologias [4, 5, 6]. Na Tabela 1, são

apresentadas nomenclaturas utilizadas por diversos autores [7].

Em soldagem, podemos utilizar o diagrama tempo-temperatura-

transformação (TTT) como uma indicação da provável microestrutura obtida a

temperatura ambiente a partir da temperatura de austenitização. A Figura 2 mostra

o diagrama de resfriamento contínuo para um aço 2,25%Cr-1,0%Mo contendo

0,1%C.

Este aço 2,25%Cr-1,0%Mo pode ser utilizado em diferentes condições tais

como: recozido, normalizado e revenido, e temperado e revenido. A

microestrutura deste aço na condição de recozido é predominantemente ferrítica

com algumas áreas de carbonetos grosseiros (que algumas vezes parece perlítico)

e possivelmente bainítica, a mistura exata dessas microestruturas depende do teor

de carbono. KLUEH [8] observou ferrita próeutetóide com carbonetos dispersos

em aço 2,25%Cr-1,0%Mo recozido com 0,009%C, enquanto que com 0,12%C,

também recozido, observou a presença de perlita fina e pequena quantidade de

bainita . Em aço 2,25%Cr-1,0%Mo normalizado, foi registrado a presença de

ferrita e bainita, com a quantidade de bainita aumentando proporcionalmente com

o teor de C. Sendo que acima de 0,12%C se obteve 100% de microestrutura

bainítica. No tratamento com têmpera, o aço 2,25%Cr-1,0%Mo revelou uma

grande tendência para microestrutura martensítica.

19

Figura 2 - Diagrama CCT para 0,1% C no aço 2,25%Cr-1,0%Mo [9].

No caso do metal de solda de aço 2,25%Cr-1,0%Mo, a taxa de

resfriamento favorece a ocorrência de microestrutura bainítica e para teores de C

nas faixas de 0,08-0,09%C e 0,12-0,13%C, conforme o diagrama CCT, Figura 2,

é confirmada a predominância de microestrutura bainítica indicando que uma alta

taxa de resfriamento resulta em bainita superior.

A microestrutura da bainita superior consiste de ripas finas de ferrita. Estas

ripas crescem de forma agrupada formando feixes. Em cada um dos feixes as ripas

são paralelas e possuem orientação cristalográfica idêntica, elas possuem

cristalografia definida. As ripas individuais dos feixes são denominadas sub-

unidades da bainita. Normalmente, elas são separadas por contornos com pequena

misoorientação ou por partículas de cementita [10].

Neste caso foi observado que a ausência da microestrutura martensítica no

metal de solda é compreensível, porque para a formação desta microestrutura a

taxa de resfriamento deve ser realizada a aproximadamente 5.000oC por minuto

[9].

20

LUNDIN et al [11] estudando metal de solda obtido por processo de

soldagem eletrodo revestido, e com teores de C variando na faixa de 0,02-0,13%

observadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV) mostrou na condição

de como soldado microestruturas totalmente bainíticas, com exceção para teores

de C na faixa de 0,02-0,03%C, que apresentaram, em algumas áreas, traços de

ferrita poligonal. Sendo a morfologia da microestrutura observada de bainita

superior com predominância de ferrita em ripas ou granular. Para os teores de

carbono nas faixas de 0,04-0,05%, 0,08-0,09% e 0,12-0,13%C ocorreu aumento

na quantidade de carbonetos com o aumento de teor de C. Foi observado também,

que com o aumento do teor de C, as ripas de ferrita da bainita superior tornaram-

se mais finas, resultado de uma maior disponibilidade de C para produzir

agregado de austenita retida/carboneto, conforme Figura 3. O aumento do teor de

C na matriz diminui o gradiente de concentração do C na interface

austenita/ferrita, durante a formação da bainita, diminuindo a taxa de difusão do C

e inibindo o crescimento lateral da ferrita da bainita.

(a) 0,04 – 0,05% C (b) 0,08 – 0,09%C (c) 0,12 – 0,13%C

Figura 3 – Comparação das microestruturas como soldadas de diferentes teores de C no metal de solda, aumento: 10.000X – MEV [11].

21

Tabela 1 – Terminologia dos Constituintes Microestruturais no Metal de Solda [7]. Constituinte IIW (3) ABSON E DOLBY KENNY HOEKSTRA HARRISON FERRANTE POPE COCHRANE BHADESHIA

Ferrita De Contorno De Grão /

Ferrita Pro-Eutetóide

Ferrita Primária

Ferrita Poligonal

Ferrita Verdadeira

De Contorno De Grão

Ferrita de Contorno de Grão

Ferrita Poligonal

Ferrita Poligonal

Ferrita Pró Eutetóide

Ferrita Alotriomorfa

Ferrita Alotriomorfa.

Ferrita Acic. Ferrita Acic. Ferrita

Intragr..

Ferrita

Acicular

Ferrita Acic.

Gross.

Ferrita Acic.

Gross.

Ferrita De Placas Lat.

Ferrita De Placas Lat

Ferrita De Placas Lat

Ferrita Widmann.

Ferrita Acicular

Ferrita Acicular

Ferrita Acicular

Ferrita C/ Ripas Ferrita C/ Ripas

Constit. Lamelar

Ferrita Acicular

Ferrita Acicular

Ferrita Widmannstaten

Agreg. Ferrita

Carbeto

Ferrita Placas De Laterais

Ferrita De Widmannst.

Bainita Superior

Ferrita Com 2a

Fase Alinhada

Ferrita Com Mac

Alinhada

Constit. Lamelar Bainita Bainita

Superior

Martensita

Maretensita Martensita

Martensita

Martensita Martensita

22

2.2 O Fenômeno da Fragilização pelo Revenido

Fragilização pelo revenido foi o nome sugerido por DICKENSON [Apud

12, 13] em 1917, para denominar o fenômeno metalúrgico, caracterizado pela

acentuada diminuição da tenacidade ao impacto, nos aços baixa liga, quando

expostos por longos períodos de tempo na faixa de temperaturas entre 350° a

600°C [12 , 13, 14, 15, 16]. A literatura [12, 13] cita que em 1883, o fenômeno foi

identificado pela primeira vez quando ferreiros resfriavam alguns aços em água

após revenimento afim de evitar a fragilização. Durante a Primeira Guerra

Mundial, o fenômeno foi denominado “Krupp Krankheit”, devido ao fabricante de

armamentos Krupp Armor, onde revólveres de aços temperados se mostravam

frágeis.

A perda da tenacidade ao impacto nestas condições é denominada de

fragilização ao revenido, caracterizada pelo deslocamento da curva de transição

no ensaio de impacto Charpy-V para temperaturas mais elevadas, alteração no

modo de fratura de clivagem para intergranular e pouco ou nenhum efeito no

patamar superior da curva de impacto, sendo esta fragilização reversível pelo

aquecimento acima de 600°C, seguido de resfriamento rápido à temperatura

ambiente.

É importante a avaliação de fragilização ao revenido em metal de solda de

aço 2,25%Cr-1,0%Mo, porque a operação de equipamentos em altas temperaturas

submete os materiais a diversos efeitos de degradação da vida útil.

2.2.1 Influência da Composição Química

A principal causa do fenômeno é atribuída à segregação das impurezas

como P, As, Sb e Sn para os contornos de grão da austenita prévia, reduzindo a

coesão interfacial dos grãos.

Os aços Cr-Mo fazem parte de uma categoria especial de ligas as quais

foram projetadas para serem resistentes ao calor [17, 18, 19]. Suas propriedades

são obtidas pela presença de 0,5 a 0,9%Cr e 0,5 a 1,0%Mo, sendo o teor de

carbono inferior a 0,2%.

23

GREAVES E JONES [Apud 14] em 1925, descobriram que com a adição de

Mo ao aço, os efeitos do fenômeno poderiam ser reduzidos.

Para a obtenção das características desejáveis ao serviço em elevadas

temperaturas, pode-se dizer que os elementos de liga cromo e molibdênio são os

mais importantes; o cromo para melhoria da resistência à oxidação e mecânica, e

o molibdênio eleva a resistência mecânica a altas temperaturas. Nesta família de

aços, destaca-se o aço 2,25%Cr-1,0%Mo pela sua ampla utilização na indústria

petroquímica devido às suas características adequadas para trabalhos em

temperaturas elevadas [20, 21].

É importante ressaltar, que os elementos de liga e as impurezas não irão

produzir, necessariamente, os mesmos efeitos sobre as propriedades mecânicas e

microestrutura nos metais base e de solda, uma vez que a ação desses elementos é

fortemente dependente dos processos e procedimentos de soldagem utilizados [18,

21, 22]. No caso da elaboração de uma junta soldada, tanto a soldabilidade do

material quanto o estabelecimento de um processo que seja operacional, são

fatores que podem conduzir à condições tais, que os teores de elementos de liga

estabelecidos como ideais para o metal base, por exemplo, podem não coincidir

com as necessidades do metal de solda.

Nos metais de base, o problema é minimizado quando se reduzem os níveis

de impurezas, tomando-se também o cuidado de balancear elementos de liga

como Si e Mn devido à tendência de co-segregação que estes elementos

apresentam. Contudo, os limites estabelecidos para o metal de base não levam ao

melhor resultado para o metal de solda, como citado acima, implicando em uma

necessidade de estudos mais detalhados sobre o metal de solda, que acaba por

apresentar um grau maior de complexidade, devido ao maior número de

parâmetros envolvidos. Portanto, o metal de solda é uma região crítica, ou seja, é

a região mais susceptível ao fenômeno [21, 23].

Deve ser observado também que estudos em metal de solda [24] sugerem

que a redução nos teores de Mn e Si deve ser balanceada com os efeitos benéficos

que estes elementos propiciam ao processo de soldagem. Foi observado que o teor

ideal de Mn fica em torno de 1%, tanto no caso do metal de solda submetido a

tratamento térmico de alívio de tensões (TTAT) quanto no caso de TTSC [21].

Em metal de solda, sabe-se que é necessário um teor mínimo de Mn para a

obtenção de um bom nível de tenacidade. A experiência demonstra [24] que a

24

tenacidade do depósito pode ser melhorada se o teor de Mn estiver compreendido

entre 0,7 e 1,0%, o que é próximo a faixa citada por GROSSE-WÖRDEMANN e

DIETTRICH [21]. De acordo com os resultados obtidos por BRUSCATO [22] o

teor de Mn, para a composição estudada que oferece maior tenacidade fica em

torno de 0,84%.

2.2.2 Influência dos Tratamentos Térmicos

A necessidade de previsão do comportamento do material após períodos

prolongados de operação, motivou o desenvolvimento de um método de

simulação das modificações microestruturais ao longo do tempo, o qual consiste

de um ciclo térmico conhecido como tratamento térmico de “step-cooling”

(TTSC). Recomendado a partir dos anos 70 pela Standard Oil of Califórnia, este

ciclo térmico é hoje em dia utilizado como critério de seleção de materiais.

KOMIZO et al [23] observa que ocorrem mudanças na temperatura de

transição dúctil-frágil de juntas soldadas, após receberem , respectivamente,

tratamentos térmicos de alívio de tensões (TTAT) seguido de “step-cooling”

(TTAT+TTSC).

Em uma análise [15], sobre a susceptibilidade à fragilização ao revenido

em junta soldada de aço 2,25%Cr-1,0%Mo, foi constatado que o metal de solda é

a região crítica, pois não atinge os requisitos necessários de tenacidade ao impacto

exigidos para aplicação em vasos de pressão, enquanto que o metal base e a ZTA

apresentaram um desempenho considerado satisfatório. Verificou-se ainda, o pior

desempenho do metal de solda sob as condições de TTAT e TTSC.

Portanto, há necessidade em se desenvolver um estudo mais aprofundado

sobre o metal de solda, em particular dos aços 2,25%Cr-1,0%Mo, devido a sua

ampla utilização na elaboração de equipamentos industriais. Além disso, na

categoria dos aços Cr-Mo, este aço é o que apresenta a maior tendência para a

fragilização ao revenido [25].

25

2.3 Parâmetros de Susceptibilidade à Fragilização

A perda de tenacidade associada à fragilização pelo revenido é avaliada

através da variação de temperatura de transição dúctil-frágil, obtida no ensaio de

impacto Charpy-V. No entanto, o comportamento do metal de solda fragilizado ao

revenido, difere do material submetido a trabalho termomecânico. Isto, devido não

só ao grande número de variáveis envolvidas nos processo de soldagem, mas

também pela complexidade trazida pela interação entre estas variáveis.

Com o objetivo de se determinar a susceptibilidade relativa à fragilização

ao revenido em aço 2,25%Cr-1,0%Mo, alguns pesquisadores procuraram

desenvolver relações empíricas, sugerindo que a fragilização ao revenido possa

ser avaliada como função da presença das impurezas P, Sb, Sn e As e demais

elementos de liga (em particular Si, Mn e C) e conseqüentemente a interação entre

estes [13, 26, 27, 28, 29]. As mais conhecidas são, as de: BRUSCATO [22],

KOMIZO [23] e SUGIYAMA [Apud 23].

BRUSCATO [22] desenvolveu um fator de fragilização ( X ) para metais

de solda baseado na presença de impurezas, conforme a equação (1), onde as

concentrações são dadas em ppm.

( )100

4510 AsSnSbPX +++= (1)

Segundo BRUSCATO [22], esse fator deve ser analisado em função dos

teores de Mn + Si.

A partir da análise de trinta amostras de metal de solda de aço 2,25%Cr-

1,0%Mo, depositadas por eletrodo revestido foi construído um gráfico, onde a

relação entre o fator de fragilização e fator (Mn+Si) é determinado para a energia

Charpy a 10°C, tanto para amostras com TTSC (Figura 4), como um TTAT

(Figura 5) [23].

Segundo KOMIZO et al [23], devemos buscar valores baixos para o fator de

fragilização X e para (Mn + Si), com o intuito de obtermos níveis de tenacidade

apropriados, após o TTSC. É interessante observar que a mudança na tenacidade

entre a condição após o TTSC e a condição após o TTAT não mantém nenhuma

26

relação com o fator X ou com (Mn + Si). Para demonstrar esse fato, ele ensaiou

amostras do tratamento térmico pós-soldagem, nas mesmas condições anteriores,

sendo o resultado apresentado na Figura 5.

Figura 4 - Efeito da composição química na energia de impacto Charpy -V, a 10°C, de metal de solda de aços 2,25%Cr-1,0%Mo após TTSC, fragilizado ao revenido [23].

27

Figura 5 - Efeito da composição química na energia de impacto Charpy -V, a 0°C, de metal de solda de aços 2,25%Cr-1,0%Mo após TTAT [23].

Deve ser observado que BRUSCATO não levou em consideração o efeito

dos outros elementos de liga. No entanto, como mostrado por KOMIZO o fator

de fragilização X usado em combinação com os teores de Mn e Si, fornece uma

boa correlação para depósitos efetuados com eletrodos revestidos [23].

Outro fator para determinar a susceptibilidade à fragilização foi proposto

por SUGIYAMA [Apud 23], o fator PE conforme a equação (2), onde as

concentrações são dadas em ppm, sendo que a equação proposta se trata de uma

adaptação daquela proposta por BRUSCATO [22]. Neste caso são levados em

consideração alguns elementos de liga.

( )AsSnSbPSiCrMnCPE +++++++= 45105,343

(2)

28

SUGIYAMA et al [Apud 23] encontraram uma boa correlação entre esse

termo e as mudanças na temperatura de transição, com diferentes faixas de

dispersão para depósitos por eletrodo revestido e por arco submerso, como mostra

a Figura 6 [23,30, 31]. Nesta figura, é indicado o parâmetro do revenido (P.R.) o

qual é obtido de uma relação empírica desenvolvida por HOLLOMON e JAFFE

[Apud 32], onde a dureza aproximada de aços de baixa e média liga temperados e

revenidos pode ser prevista, sendo P.R. = T ( c + log t ), onde:

- T é a temperatura em Kelvin;

- t o tempo em segundos e;

- c uma constante que depende do teor de carbono.

O depósito por arco submerso foi menos susceptível à fragilização pelo

revenido para um determinado valor de PE, o que eles atribuíram a diferenças

provocadas pelos diferentes aportes de calor.

Tipo De Aço Processo TTAT Parâmetro de Revenido

2,25Cr-1Mo 690°C x 35h 20,74 Ο 3Cr-1Mo

Eletrodo Revestido 690~715°C x 9 ~27h 20,2 ~ 20,9 ∆

2,25Cr-1Mo Arco Submerso 677 ~700°C x 4 ~55h 19,8 ~ 20,9

PE = C+Mn+Mo+Cr/3+Si/4+3,5(10P+5Sb+4Sn+As) (%) Figura 6 – Dependência da Temperatura de Transição com a composição química para metal de solda depositado por eletrodos revestidos e arco submerso [23].

29

O fator J, foi desenvolvido para aços 2,25%Cr-1,0%Mo (chapas e

forjados) por WATANABE et al [Apud 23] e apresentado em 1974, considerando

que a concentrações de Sb e As nesses aços eram tipicamente muito baixas,

desenvolveram o fator (J), conforme equação (3), onde as concentrações são dadas

em porcentagem de peso.

( ) ( ) 410xSnPxMnSiJ ++= (3)

Para um fator J igual a 300, o deslocamento médio da temperatura de

transição após o TTSC é de cerca de 40°C, enquanto que para um fator J de 150 o

deslocamento médio é de apenas 1°C [19].

Dentre os fatores propostos, o fator J é o mais utilizado para a avaliação

da susceptibilidade à fragilização ao revenido [19, 21, 22], devido à sua melhor

correlação com os resultados experimentais obtidos para o aço 2,25%Cr-1,0%Mo.

Contudo, KOMIZO [23] citam que, nem o fator J nem o fator X apresentam boa

correlação para o caso de metais de solda, sejam estes obtidos por eletrodos

revestidos ou pelo processo arco submerso.

CASSANELI et al [24], propuseram que a redução nos teores de Mn e Si

no metal de solda devem ser balanceados com os efeitos benéficos que estes

elementos propiciam ao processo de soldagem, lembrando que estes são

reconhecidos por favorecerem a fragilização ao revenido. Em metal de solda, é

necessário um teor mínimo de Mn para a obtenção de um bom nível de

tenacidade. A experiência demonstra [21, 24] que a tenacidade do depósito pode

ser melhorada se o teor de Mn estiver compreendido entre 0,7 e 1,0%. A Figura 7

mostra a variação da tenacidade em função do teor de Mn, para amostras com

TTAT e TTSC. Deve-se comentar que tal resultado fica sujeito à críticas, uma vez

que os autores não evidenciam a composição química do material analisado.

Deve ser lembrado ainda, que há uma forte influência do tamanho de grão

nos resultados obtidos para a tenacidade do metal de solda antes e após o TTSC

[17, 33, 34, 35]. Por isto, recomenda-se um balanceamento adequado dos

elementos que interferem sobre o tamanho de grão do metal de solda, tais como:

C, Mn, O e N. Propõe-se então que [21], pode ser obtido um aumento

significativo da tenacidade; por exemplo, através da otimização dos

30

procedimentos de soldagem, aplicando-se a técnica de soldagem multipasse,

interferindo sobre a porcentagem de grãos refinados presentes na junta soldada.

Figura 7 – Efeito do teor de Mn na tenacidade de metal de solda 2,25%Cr-1,0%Mo após TTSC e após TTSC. O teor de Si do consumível é de aproximadamente 0,30% [24].

2.4 Tratamento Térmico de “Step-Cooling” (TTSC)

Trata-se de um tratamento térmico composto de vários patamares de

temperatura com tempos pré-determinados (Figura 8).

Desenvolvido nos anos 70, o TTSC se universalizou, sendo recomendado

pela Standard Oil of Califórnia [21] para avaliação da fragilização pelo revenido,

devido aos resultados promissores obtidos inicialmente.

31

Contudo, TEIXEIRA et al [36] cita que a própria descoberta do efeito

nocivo das impurezas, fez com que as Usinas fabricassem materiais mais limpos,

o que pode ter contribuído para a alteração da confiabilidade do tratamento.

De fato, SWIFT [37] comenta que existe um período de incubação para a

fragilização ocorrer, o qual aumenta à medida que o teor de elementos

fragilizantes diminui e que o teor de elementos de liga é balanceado para retardar

a cinética dessa fragilização.

Concordante com esta hipótese, KIM et al [38] simulando a exposição em

serviço, realizou TTSC e envelhecimento à 539°C por 1000 e 5500 horas,

observando que enquanto o envelhecimento propiciou uma queda na tenacidade

de 42 para 22 J, o TTSC propiciou queda para 30 J, embora nos dois casos tenha

sido observada fratura do tipo intergranular.

A American Petroleum Institute [39], apresentou o levantamento de uma

correlação entre o dano sofrido em serviço com o provocado pelo TTSC, através

da seguinte equação (4) :

( FSCttI ).(91,0log67,0)( −= ) (4)

Onde: I (t) = Fragilização isotérmica e FSC = Fragilização por step-

cooling.

Uma análise mais detalhada desta equação, permite duas considerações

importantes:

1. A degradação provocada pelo TTSC equivale ‘a produzida por um

envelhecimento isotérmico à 470°C por somente 250 horas e;

2. A fragilização provocada por 30 anos de serviço é cerca de 3 vezes

a descrita pelo TTSC.

TEIXEIRA et al [36] e SILVA FILHO [40],citam que o período de

incubação para à fragilização ocorrer, após TTSC, citado por SWIFT [Apud 36,

40] pode nos dias atuais não simular um período de fragilização superior ao de

incubação, ou que, pelo menos, induzir uma fragilização menos intensa.

32

Figura 8 - Ciclo térmico padrão do tratamento de “step-cooling” (TTSC) [19].

2.5 Efeito dos Elementos de Liga

Durante o resfriamento contínuo dos aços 1,25%Cr-0,5%Mo e 2,25%Cr-

1,0%Mo, existe uma ampla faixa de velocidades de resfriamento nas quais pode-

se obter uma estrutura bainítica ou uma mistura de bainita e ferrita como pode ser

observado pelo diagrama de resfriamento contínuo (CCT) dos aços 2,25%Cr-

1,0%Mo apresentado na Figura 9 [18].

Do ponto de vista da resistência mecânica, os principais elementos são:

cromo, molibdênio e carbono [17 - 19].

33

Figura 9- Diagrama de resfriamento contínuo (CCT) do aço 2,25%Cr-1,0%Mo [8].

2.5.1 Carbono (C)

O carbono é um elemento endurecedor, cuja presença diferencia o ferro do

aço. O efeito endurecedor do carbono se deve a um ou mais fatores, dentre os

quais: (a) sua combinação com outros elementos no aço, produz carbonetos, (b)

seu efeito na cinética de transformação da austenita a baixas temperaturas

determina a presença de microconstituintes para um dado tratamento térmico, (c)

sua interação com outros elementos de liga, quando em solução sólida.

O carbono facilmente combina-se com vários elementos químicos,

geralmente Cr, Mo, V, Ti e Nb, produzindo carbonetos. O tipo, tamanho,

distribuição e morfologia dos carbonetos são controlados pela quantidade de C e

elementos de liga adicionados ao aço.

Por causa da perda da resistência associada ao aumento da dispersão dos

carbonetos, é desejável produzir-se uma elevada fração volumétrica de

carbonetos na microestrutura. Desta forma, quando os carbonetos crescem, em

resposta a elevação de temperatura, o espaçamento entre os carbonetos cresce

34

numa taxa menor. Este argumento conduz a conclusão que altos teores de C em

aços, podem aumentar a fração volumétrica de carbonetos [11].

Devido ao teor de carbono no aço ter um pronunciado efeito sobre a

temperabilidade, este torna-se responsável pela determinação das microestruturas

presentes em função da taxa de resfriamento, afetando indiretamente o

comportamento sob fluência [41].

Segundo LUNDIN et al [11], o carbono tem um importante papel no

endurecimento por solução sólida, quando associado com certos elementos de

liga para formar agrupamentos substitucionais/intersticiais que impedem o

movimento das discordâncias. Em aços ferríticos resistentes à fluência, o carbono

pode ser imobilizado através da formação de carbonetos com os elementos de liga,

deixando suficiente quantidade de elementos de liga ainda em solução sólida para

contribuir para o aumento da resistência. Segundo LUNDIN, o teor de carbono,

tanto no metal de base como no metal de solda do aço 2,25%Cr-1Mo%, apresenta

pouco efeito sob a resistência em temperaturas acima de 538oC. Isto se deve ao

crescimento e transformação dos carbonetos com o aumento da temperatura,

alimentados pelos elementos de liga provenientes da matriz.

O teor de C, além dos parâmetros de soldagem como temperatura de

preaquecimento / interpasse e aporte de calor, para o metal de solda de aço

2,25%Cr-1%Mo depositado por eletrodo revestido ou arco submerso a

microestrutura obtida, pode ser totalmente bainítica ou uma mistura de bainita e

ferrita. Foi observado que para o processo de arco submerso, teores de carbono

menor do que 0,08-0,10% e Mn abaixo de 0,7% com temperatura de

preaquecimento e interpasse de 200ºC, pode se formar alguma ferrita poligonal.

No caso de eletrodo revestido, devido ao baixo aporte de calor associado ao

processo, para o surgimento de ferrita poligonal o teor de C deve ser ainda menor

do aquele recomendado para o arco submerso [11].

35

2.5.2 Cromo (Cr)

O cromo é um dos elementos de liga mais importantes no metal de solda

do aço 2,25%Cr-1Mo%. Sua contribuição para o comportamento mecânico se

deve aos mecanismos descritos a seguir:

Em solução sólida, o cromo associa-se aos elementos intersticiais

(particularmente carbono) para formar agrupamentos do tipo “Cr-C” e “Cr-C-Cr”

[42, 43].

Dependendo das condições, estes agrupamentos podem interferir no

movimento das discordâncias por um mecanismo de arraste de solutos ou por

endurecimento por solução sólida.

2.5.3 Molibdênio (Mo)

Como no caso do Cr, o Mo é um dos maiores responsáveis pela resistência à

fluência dos aços 2,25%Cr-1Mo%. Quando em solução sólida, apresentam maior

efeito de interação, devido a maior afinidade com os elementos intersticiais [42].

Dois efeitos contribuem para o endurecimento por solução sólida a partir da

adição do Mo. Primeiro, na presença de significante quantidade de P, o Mo co-

segrega juntamente com o P para os contornos de grão, consumindo o Mo da

matriz, enfraquecendo-a [44]. Segundo, ocorre a precipitação de carbonetos de

molibdênio. Desta forma, a precipitação do Mo pode ser controlada pelo teor de

carbono no aço [45].

2.5.4 Fósforo (P)

Resultados de pesquisas [46] confirmam que o P está associado a

fragilização intergranular sofrida pelo aço 2,25%Cr-1Mo% após revenido a 700oC

por 3h e envelhecimento a 500oC por 1.000 h.

Tem sido bem documentado na literatura que o Mo é envolvido no processo

de segregação do P para os contornos de grão. Estudos sobre fragilização ao

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revenido em aços 2,25%Cr-1Mo% dopados com P, indicam que o Mo forma

compostos com o P (Mo-P). Devido a interação entre C e Mo ser mais forte que

entre Mo e P, quando o carboneto Mo2C precipita, o P é liberado e segrega para o

contorno de grão à uma taxa consistente com a taxa de precipitação do Mo2C [47].

Segundo os autores PILKINGTON et al [48] a ausência do Mo2C em

amostras de aços 2,25%Cr-1Mo% não revenidos antes do envelhecimento a

500oC por 1.000h, indica que há um excesso de Mo em solução sólida que, por

sua vez, inibe a segregação do P para o contorno de grão. Também é relatado que

a presença de Si e Mn aumenta a susceptibilidade à fragilização, não agindo por si

só, mas promovendo a segregação do P para o contorno de grão. O Mn age por

um processo de co-segregação (Mn-P) e o Si por um processo de repulsão ou seja,

o Si expulsa o P em solução sólida que segrega para o contorno de grão.

2.5.5 Niquel (Ni)

O Ni é reconhecido por ser utilizado para melhorar a tenacidade dos aços.

Sua adição nos aços é benéfica pelas seguintes razões: por abaixar a temperatura

de transformação Ac1 , o que melhora o revenido nos aços; por eliminar a

possibilidade da existência de ferrita delta, devido ao efeito prejudicial sobre a

resistência à fluência e tenacidade. Porém, em teor excessivo contribui para a

degradação dos carbonetos pela alteração da evolução dos mesmos, ao longo

tempo exposto em serviço a altas temperaturas [49].

A resistência à tração aumenta com o aumento do teor de Ni, além de

promover a formação de austenita retida a qual é enriquecida com carbono.

Contudo, o teor de C é reduzido na ripas de martensita e causa a degradação do

aço em serviços a altas temperaturas.

Estudos experimentais registram que a faixa de teores ótimos de Ni, que

fornece as melhores propriedades de tenacidade e resistência à fluência, é de

0,4%–1,0% [50, 51].

Em relação a sua atuação conjunta com o Mn, [52] é revelado que Mn e Ni

aumenta a tenacidade e resistência do metal de solda. Um efeito de refinador

microestrutural é registrado, causado pela diminuição a temperatura de transição

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(dúctil-frágil), o que ocasiona um aumento na energia de impacto Charpy-V.

Além disso, eles são elementos endurecedores em solução sólida, no entanto

comparando o efeito do Mn com o Ni também foi observado que a presença de Ni

fornece resistência e tenacidade menor que o elemento Mn nos aços. Portanto seu

efeito como endurecedor em solução sólida é menor [47].

Estudos da adição de teores de Ni revelam:

1 – Em teores superior à 1,5% há redução da temperatura de transição de

forma moderada em relação ao metal de solda

2 – Em teores acima de 2,2%, ocorre a segregação dos elementos nocivos

(P) e para teores menores que 2,2% geralmente há influência sobre a tenacidade

ao impacto Charpy – V.

2.5.6 Manganês (Mn)

Depois do C, o Mn é provavelmente o mais importante elemento de liga

utilizado para aumentar a resistência e temperabilidade do aço. Uma vez, que o

Mn diminui a velocidade da temperatura de transformação da austenita para ferrita

[53].

Uma outra característica importante do Mn é a sua afinidade com o S, na

formação de inclusões, MnS . Esta afinidade com o S previne a formação de

inclusões de sulfeto de ferro (FeS) no metal de solda, que são de baixo ponto de

fusão, e causam trincas à quente [11].

Para o metal de base, WATANABE et al [54] consideram que o Mn é um

elemento que possui a capacidade de co-segregar com outros elementos de liga

residuais. Entretanto, no caso do metal de solda, o Mn não sofre co-segregação

devido a rápida solidificação e subseqüente alta taxa de resfriamento. Portanto, o

tempo necessário para uma difusão do Mn para o contorno de grão é curto, não

sendo necessário limitar o teor de Mn na mesma proporção como no caso do

metal de base.

A experiência [21] mostra que a tenacidade do metal de solda dos aços

2,25%Cr-1%Mo pode ser melhorada quando o teor de Mn é mantido entre 0,7% e

1,0%, devido ao aumento da formação de microestruturas como ferrita acicular.

38

Além disso, o aumento no teor de Mn fornece muitas vantagens. As mais

importantes são o aumento da resistência à tração, melhoria do comportamento de

soldagem do eletrodo e a tendência favorável para poucas descontinuidades e

inclusão de escória no metal de solda.

Estudos da influência do Mn com o Si no processo de soldagem com

eletrodo revestido indicam que estes elementos melhoram a soldabilidade. Além

disso, o Mn e o Si atuam como desoxidantes na poça de fusão da solda, sendo esta

desoxidação necessária para manter outras propriedades, como por exemplo,

tenacidade do metal de solda depositado. De fato, depósitos de metal de solda com

baixo teores de Mn e Si pode não fornecer condições satisfatórias de tenacidade

após tratamento térmico, no entanto também não oferecem condições para que

ocorra fragilização ao revenido [35].

2.5.7 Silício (Si)

O Si assim como o Mn é considerado um intensificador da tendência à

fragilização pelo revenido e existem graus de fragilização que podem ser

detectados pelas curvas de transição [55, 56], tanto no caso da fragilização ao

revenido como por TTAT, onde ambas são extremamente dependentes da

composição seguindo a seqüência: martensita – bainita – ferrita – perlita [52, 54].

No caso do metal de solda, sugere-se que uma melhora da tenacidade ocorre para

um teor de Si na faixa 0,06% - 0,28%, embora este efeito não tenha sido detectado

pela curva de transição [42].

BONTA [57],estudando o efeito do Si em metal de solda de aço 2,25%Cr-

1%Mo revela que ocorre uma melhora na fluidez da poça de fusão, sendo

necessária sua presença em determinados teores, de forma a garantir boa

“operacionalidade” do processo de soldagem. Este elemento também auxilia a

desoxidação da poça de fusão, prevenindo a combinação do C com o O

(oxigênio), que resulta em porosidade (vazios) no metal de solda. Um nível ótimo

de tenacidade é algumas vezes associado com a completa desoxidação da poça de

fusão.

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Estudos em relação ao efeito do Si sobre a precipitação de carbonetos têm

concluído que sua presença em aços Cr-Mo intensifica a formação de Mo2C,

acelera a dissolução da cementita e a precipitação de carbonetos contendo Cr, Mo.

Isto, resulta em aumento de endurecimento secundário que pode gerar um efeito

prejudicial na ductilidade. De acordo, com YU [58] o Si acelera a precipitação de

carbonetos Mo2C em aços 2,25%Cr-1%Mo.

2.5.8 Enxofre (S)

O S aparece na literatura como principal elemento que causa degradação

das propriedades a altas temperaturas. Em aços com teor de Cr de 0,5% a 0,9%,

MIDDLETON [59] observou que o S mesmo quando combinado como MnS,

pode formar um filme nos contornos de grão da austenita retida causando

nucleação de trincas.

Estudos de GEORGE et al [60] revelam que vazios nos contornos de grão

são intensos se o S excede o limite de solubilidade do ferro na matriz. Agora, a

adição de P reduz a taxa de nucleação de vazios, já que, a solubilidade do S no

ferro é reduzida. Esta redução de vazios é facilitada pela adição de outros

elementos de liga (Cr, Mo, Si) em aços Cr-Mo onde esse tipo de fragilidade torna-

se critica.

Enxofre dissolvido em aço 2,25%Cr-1%Mo por austenitização a 1.300oC

foi encontrado por ELLIS et al [61] ,segregado para o contorno de grão em

temperaturas próximas a 500oC causando trincas. Aços comerciais de baixa

pureza assim como, aços com alta pureza foram utilizados neste mesmo estudo,

demonstrando que o S foi o elemento mais influente na formação de trincas.

Conforme, trabalho de LEWANDOWSKI et al [62] com o mesmo tipo de

aço (2,25%-1%Mo) foi demonstrado que o S é um elemento responsável pela

iniciação e propagação de trincas intergranulares, causando baixa ductilidade.

Para provar que o S e não o P foi responsável por esse fenômeno, um aço dopado

com P foi testado da mesma maneira e apresentou também resultados negativos.

Em estudos de soldagem com arco submerso em que tubos de vapor

apresentaram trincas, MASAYAMA [63] encontrou S e inclusões de MnS (sulfeto

40

de manganês) no metal de solda, adjacente a linha de fusão ao longo da qual as

trincas ocorreram.

Pelas evidências acima, concluiu-se que há necessidade de uma redução do

teor de S no metal de solda para serviços a altas temperaturas abaixo do limite

máximo de 0,02%.

Quando o S é utilizado em fluxos com “pH” ácido, na composição de

soldagem com arco submerso, as inclusões óxidas formadas no metal de solda são

predominantemente silicatos de manganês (MnSiO3) vítreos. Se houver a presença

de S, este difunde para as inclusões durante serviço em altas temperaturas,

promovendo nucleação de vazios, reduzindo a resistência à fluência. Testes de

ruptura por fluência em metal de solda de aço 2,25%Cr-1%Mo, temperado e

revenido com duas composições de fluxos, ácido e básico, mostraram que o tempo

de fratura das amostras com fluxo ácido foi metade do tempo de fratura da

amostra com fluxo básico, o qual produz inclusões refratárias de Al2O3 [64].

HENRY et al [65] atribuem a fratura em serviço a altas temperaturas em

metal de solda, com o fluxo ácido, a várias inclusões finas de MnSiO3 que

reduzem a resistência da matriz . Eles relatam que para teores abaixo de 0,02%S

pode ocorrer fratura prematura por fluência, devido há formação de vazios na

interface MnSiO3 matriz pela combinação do S com as inclusões de MnSiO3

2.6 Influência do Processo de Soldagem

Os fatores controladores da tenacidade na solda são a composição e a

microestrutura. Estes fatores são afetados pelas variáveis de soldagem. Por

exemplo, em processo de soldagem por eletrodo revestido, o eletrodo, incluindo o

arame e o revestimento, assim como o metal de base, afetam a composição. A

deposição é uma combinação de elementos de liga que são transferidos do

eletrodo, do fluxo, e metal de base fundido pelo arco. O grau de mistura e

quantidade de metal de solda transferido do eletrodo é acrescido pelo aumento do

comprimento do arco e aporte de calor. Em conjunto com estes, a ação de limpeza

do fluxo e a proteção dada pela escória, também auxiliam no controle da

composição dos elementos de liga no metal de solda.

41

O revestimento influencia as propriedades do metal de solda

primeiramente, através da influência sobre a composição, auxilia no controle do

arco [66], e pode adicionar elementos de liga para o metal fundido, e fornece uma

atmosfera protetora durante a soldagem.

A tenacidade do metal de solda como soldado é controlada pela

microestrutura a qual é influenciada pelo efeito do reaquecimento e aporte de

calor sobre a taxa de resfriamento [67]. Reaquecimentos podem ser benéficos ou

prejudiciais, dependendo do material, temperatura de reaquecimento e aporte de

calor durante soldagem.

Em soldas multipasses cada passe subseqüente causa um aumento na

temperatura do metal depositado anteriormente, que pode causar recristalização

ou recuperação com alívio de tensão. STOUT et al [67] relatam que as condições

de soldagem deveriam ser selecionadas pela taxa de aquecimento e com

velocidade de resfriamento mais rápida possível sem prejudicar a eficiência da

junta. Taxas de resfriamento, que são muito rápidas, podem conduzir à trincas

devido ao excesso de tensões residuais. No controle das propriedades de soldagem

é possível obter ótimas taxas de aquecimento e resfriamento com objetivo de

minimizar grãos grosseiros, eliminar a formação de ferrita pró-eutetóide, e

beneficiar a transformação de microestrutura martensítica e bainítica em metal de

solda em aço baixo carbono

.