Dissertacao (1)

CLAUDIA PATRICIA SERNA GIRALDO

Engenheira Mecnica- Universidad Nacional de Colombia

PRECIPITAO DE FASES INTERMETLICAS NA ZONA

AFETADA PELO CALOR DE TEMPERATURA BAIXA (ZACTB)

NA SOLDAGEM MULTIPASSE DE AOS INOXIDVEIS DUPLEX

Dissertao apresentada EscolaPolitcnica da Universidade de So Paulopara obteno do ttulo de Mestre emEngenharia

rea de concentrao:

Engenharia Metalrgica e de Materiais

Orientador:

Prof. Dr. Srgio Duarte Brandi

So Paulo

2001

iii

A mis padres,

Porque me dieron las alas para volar.

A mi amado Nelson,

Que siempre ha volado conmigo.

iv

AGRADECIMENTOS

Nenhuma obra pode ser culminada sem a ajuda de uma mo amiga. Quero expressar

os meus agradecimentos:

Ao meu orientador, professor Dr. Srgio Duarte Brandi pela sua acolhida,

pacincia e colaborao que me incentivaram sempre a continuar em frente.

FAPESP pela ajuda financeira atravs da bolsa de estudos segundo o processo

98/15598-7 e do projeto de auxlio a pesquisa segundo o processo 98/02493-2.

professora Neusa Alonso-Falleiros, pelo apoio dado na execuo dos ensaios

eletroqumicos, e pela fora nos momentos de dificuldade.

Ao laboratrio de cristalografia do instituto de Fsica, especialmente professora

Mrcia Fantini, e aos tcnicos Antnio Carlos e Srgio Alexandre, pela ajuda na

execuo dos ensaios de Difrao de Raios-X.

s dependncias, professores e funcionrios do PMT que facilitaram a realizao

deste trabalho. Especialmente a Cllia pela pacincia e ajuda nas buscas

bibliogrficas e ao Lvio pela constante colaborao no processamento dos corpos de

prova.

A meu esposo Nelson quem sempre esteve do meu lado, apoiando-me

incondicionalmente.

Aos meus amigos: Antonio, quem me deu o impulso inicial e sempre me fez

valiosos aportes no s acadmicos mas tambm de vida; Gustavo e Modesto, que

estiveram sempre do meu lado dando-me uma fora.

Aos meus colegas de ps-graduao que fizeram muito agradvel a minha estadia

durante o tempo de desenvolvimento deste trabalho, especialmente Risoma e Ktia .

A todos aqueles que estiveram do meu lado e me ajudaram para a boa execuo

deste trabalho.

v

CURRICULUM VITAE

CLAUDIA PATRICIA SERNA GIRALDO

NASCIMENTO: 1969, Medelln, Colombia.

ATIVIDADES ACADMICAS:

1987-1994 Formao em Engenharia Mecnica. Universidad Nacional deColombia, Medelln. Colombia.

1999-2001 Mestrado em Engenharia Metalrgica e de Materiais. EscolaPolitcnica da Universidade de So Paulo. So Paulo.

ATIVIDADES PROFISSIONAIS:

Dez 1997-Dez 1998 Engenheira autnoma. Atividades de projeto, inspeo emontagens industriais. Medelln, Colombia.

Maio 1996-Dez 1997 Engenheira Projetista e Gerente de Qualidade. MetalisteriaIngenieril Ltda. Medelln, Colombia.

Ago. 1995-Dez 1995. Engenheira autnoma. Projeto, fabricao e montagem deequipamento industrial. Medelln, Colombia.

Abr. 1994-Ago1995 Gerente de planta. Calibrados S.A. Medelln. Colombia.

TRABALHOS PUBLICADOS.

Extrao de precipitados de aos inoxidveis duplex atravs da tcnica

eletroqumica. 55 congresso da ABM, pg. 394-403, 2000. Rio de Janeiro.

Precipitao de fases intermetlicas e Cr2N na ZACTB durante a soldagem

multipasse dos aos inoxidveis duplex UNS S32304, UNS S32750 e UNS

S32760. XXVI CONSOLDA, Congresso Nacional de Soldagem, CT23, 2000.

Curitiba.

vi

SUMRIO

Pgina

LISTA DE FIGURAS

LISTA DE TABELAS

LISTA DE ABREVIATURAS E SMBOLOS

RESUMO

ABSTRACT

1. INTRODUO...........................................................................................................1

2. REVISO BIBLIOGRFICA.....................................................................................3

2.1 GENERALIDADES DOS AOS INOXIDVEIS DUPLEX...................................3

2.2 PROPRIEDADES FSICAS. ..................................................................................4

2.3 PROPRIEDADES MECNICAS ..........................................................................5

2.4 RESISTNCIA CORROSO.............................................................................5

2.5 FLUXO DE CALOR DURANTE A SOLDAGEM. .................................................6

2.5.1 Fator de eficincia trmica do processo de soldagem............................6

2.5.2 Fluxo de calor e distribuio de temperaturas. ........................................7

2.5.3 Soldagem multipasse .................................................................................12

2.6 SOLDAGEM DE AOS INOXIDVEIS DUPLEX. .............................................12

2.6.1 Metalurgia da soldagem.............................................................................12

2.6.2 Precipitao de fases em soldagem de aos inoxidveis duplex........12

3. OBJETIVOS ............................................................................................................12

4. MATERIAIS E MTODOS ......................................................................................12

4.1 MATERIAIS..........................................................................................................12

4.2 MTODOS EXPERIMENTAIS ............................................................................12

4.2.1 Materiais como-recebido...........................................................................12

4.2.2 Tratamentos trmicos ................................................................................12

4.2.3 Soldagens reais ..........................................................................................12

vii

4.2.4 Simulao dos ciclos trmicos .................................................................12

4.2.5 Caracterizao microestrutural ................................................................12

4.2.6 Extrao de precipitados...........................................................................12

4.2.7 Difrao de Raios-X....................................................................................12

4.2.8 Comportamento corroso.......................................................................12

4.2.9 Microscopia eletrnica de varredura .......................................................12

4.2.10 Microscopia eletrnica de transmisso ...............................................12

5. RESULTADOS E DISCUSSO..............................................................................12

5.1 MATERIAIS COMO-RECEBIDO .......................................................................12

5.2 MATERIAIS TRATADOS TERMICAMENTE.....................................................12

5.2.1 Tratamento a 850 C durante 35 minutos.................................................12

5.2.2 Tratamentos a 850 C durante 2 horas.....................................................12

5.2.3 Tratamentos trmicos a 850C por 12 e 24 horas no ao UNS S3230412

5.2.4 Parmetros de rede ....................................................................................12

5.2.5 Medio de frao volumtrica de fases.................................................12

5.3 SOLDAS REAIS...................................................................................................12

5.3.1 Anlise microestrutural .............................................................................12

5.3.2 Ensaio de corroso intergranular.............................................................12

5.4 MATERIAIS SIMULADOS...................................................................................12

5.4.1 Dilatmetro. .................................................................................................12

5.4.2 Simulao no equipamento Gleeble .......................................................12

5.5 COMPARAO ENTRE SOLDAS REAIS E CICLOS SIMULADOS COM O

DILATMETRO E O EQUIPAMENTO GLEEBLE. .................................................12

6. CONCLUSES .......................................................................................................12

7. SUGESTES PARA TRABALHOS FUTUROS. ...................................................12

ANEXO: LINEARIZAO GRAFICA DOS CICLOS TERMICOS DE SOLDAGEM

SIMULADOS...................................................................................................................12

REFERNCIAS BIBLIOGRAFICAS ..............................................................................12

APNDICE I. EXTRAO DE PRECIPITADOS DE AOS INOXIDVEIS DUPLEX

ATRAVS DA TCNICA ELETROQUIMICA.

APNDICE II. ESPECTROS DE DIFRAO DE R-X OBTIDOS NA CMARA

DEBYE-SCHERRER EM AMOSTRAS DISSOLVIDAS ELETROLITICAMENTE.

viii

LISTA DE FIGURAS

Figura 1. Temperatura crtica de pite (CPT) e temperatura de corroso em frestas (CCT) em

6% FeCl3 (similar ao ensaio ASTM G48)........................................................................ 6

Figura 2. Modelo de fluxo de calor baseado no mtodo das imagens................................... 10

Figura 3. Curva de temperatura em funo do tempo para um ponto determinado perto da

solda . ....................................................................................................................... 12

Figura 4. Curvas de temperatura-tempo obtida para diferentes pontos desde o centro da

solda. ........................................................................................................................ 12

Figura 5. Distribuio da temperatura em funo da distncia ao centro da solda . ............... 12

Figura 6. Isotermas dos modelos de fluxo de calor para chapa fina, intermediria e grossa .. 12

Figura 7. Ciclos trmicos na soldagem multipasse de um ponto na ZAC prximo ao passe de

raiz............................................................................................................................ 12

Figura 8. Ciclos trmicos na soldagem multipasse de um ponto na ZAC perto do ltimo

passe. ....................................................................................................................... 12

Figura 9. Diagrama esquemtico que define as diferentes zonas da junta soldada de acordo

com a repartio trmica para um ao inoxidvel duplex . ............................................ 12

Figura 10. Diagrama pseudo-binrio Fe-Cr-Ni com 70 % Fe ............................................... 12

Figura 11. Ciclo trmico na ZAC para temperatura acima da solvus da ferrita ...................... 12

Figura 12. Diagrama TTP de dois AID diferentes. Ao 1: 0.028%C-21.8%Cr-5.0%Ni-

3.12%Mo-0.113%N-0.45%Si-1.63%Mn- Ao 2: 0.028%C- 20.9%Cr- 7.4%Ni -2.30%Mo -

0.073%N -0.50%Si- 1.63% Mn-1.4%Cu . ..................................................................... 12

Figura 13. Diagrama esquemtico do efeito de elementos de liga sobre a posio da curva

em C na transformao de fase sigma......................................................................... 12

Figura 14. Esquema da junta empregada. .......................................................................... 12

Figura 15. Sistema de filtragem a vcuo ............................................................................. 12

Figura 16. Micrografias dos materiais no estado como-recebido. a)UNS S32304 b) UNS

S32750 e c) UNS S32760. Ataque eletroltico, soluo 40 % NHO3. 1000X. ................. 12

Figura 17. Espectro de difrao de Raios-X do ao UNS S32304. ....................................... 12

Figura 18. Espectro de difrao de Raios-X do ao UNS S32750. ....................................... 12

Figura 19. Espectro de difrao de Raios-X do ao UNS S32760........................................ 12

Figura 20. Micrografias dos materiais tratados termicamente a 850 C durante 35 minutos. a)

UNS S32750 b) UNS S32760. Ataque eletroltico, soluo 10% KOH. 1000X. ............. 12

Figura 21. Espectro de difrao de Raios-X do ao UNS S32304 tratado termicamente a 850

C durante 35 minutos. ................................................................................................ 12

Figura 22. Espectro de difrao de Raios-X do ao UNS S32750 tratado termicamente a

850C durante 35 minutos. ......................................................................................... 12

ix

Figura 23. Espectro de difrao de Raios-X do ao UNS S 32760 tratado termicamente

durante 35 minutos. ................................................................................................... 12

Figura 24. Micrografias dos aos tratados termicamente a 850C durante 35 minutos.

Imagens obtidas no MEV com eltrons retroespalhados. a) UNS S32750 e b) UNS

S32760. Amostra sem ataque. ................................................................................... 12

Figura 25. Materiais tratados termicamente a 850C durante duas horas. a) UNS S32750 e

b)UNS S32760. Ataque eletroltico 10% KOH. 1000X. ................................................ 12

Figura 26.Espectro de difrao de Raios-X do resduo do ao UNS S32750 tratado

termicamente a 850C durante 2 horas, dissolvido com Berzelius. ................................ 12

Figura 27. Espectro de difrao de Raios-X do resduo do ao UNS S32760 tratado a 850C

por duas horas, dissolvido com Berzelius. ................................................................... 12

Figura 28. Micrografias dos aos tratados termicamente a 850 C durante duas horas obtidas

no MEV com eltrons retroespalhados. a) UNS S32750 e b) UNS S32760. Amostras sem

ataque. ...................................................................................................................... 12

Figura 29. Ao UNS S32304 tratado termicamente a 850 C durante a)12 horas e b)24 horas,

resfriado em gua. Ataque eletroltico 10% KOH.1000X. .............................................. 12

Figura 30. Macrografias dos aos soldados com energia de soldagem de1KJ/mm a)UNS

S32304 b) UNS S32750 e c)UNS S32760. .................................................................. 12

Figura 31. Micrografias das soldas reais no ponto de estudo. a) UNS S32304 e b) UNS S32750

c) UNS S32760. Energia de soldagem de 1,0 kJ/mm Ataque eletroltico, soluo 40

HNO3. 1000X. ........................................................................................................... 12

Figura 32. Micrografias das soldas reais aps a prtica A. a)UNS S 32750 1,0 kJ/mm, b) UNS

S32760 1,0 kJ/mm. Microscopia Eletrnica de Varredura. Eltrons secundrios. 500X. 12

Figura 33. Ciclos trmicos a simulados no dilatmetro na energia de soldagem de a) 1 kJ/mm,

b)0,8 kJ/mm e c) 0,64 kJ/mm para um ponto na raiz da solda nas distncias ao centro da

solda de 8,25 mm, 6,51 mm e 5,02 mm respetivamente. .............................................. 12

Figura 34. Microestrutura do ao UNS S32760 simulado no dilatmetro a) 1,0 kJ/mm b)0,6

kJ/mm. Ataque soluo 40 % HNO3. 1000X. ............................................................... 12

Figura 35. Microestrutura do ao UNS S32750 na condio simulada a) 1,0 kJ/mm b)0,6

kJ/mm. Ataque soluo 40% HNO3. 1000X. ............................................................... 12

Figura 36. Micrografia do ao UNS S32304 na simulao de ciclos trmicos para a energia de

soldagem de 1,0 kJ/mm. Microscopia Eletrnica de Varredura. Eltrons secundrios.

Ataque eletroltico em soluo de 40% HNO3............................................................... 12

Figura 37. Precipitao no ao UNS S32750 aps a simulao de trs passes para as energias

de soldagem a) 1,0 kJ/mm b)0,64 kJ/mm. Microscopia Eletrnica de Varredura. eltrons

secundrios. Ataque eletroltico em soluo de 40% HNO3. ......................................... 12

Figura 38. Precipitao no ao UNS S32760 no contorno de gro ferrtico aps a simulao

dos trs passes para as energias de soldagem a) 0,8 kJ/mm b)0,64 kJ/mm. Microscopia

Eletrnica de Varredura. Eltrons secundrios. Ataque eletroltico em soluo de 40%

HNO3 ........................................................................................................................ 12

x

Figura 39. Difratograma do ao UNS S32750 simulado com energia de soldagem de 1,0

kJ/mm. ...................................................................................................................... 12


kJ/mm. ...................................................................................................................... 12


kJ/mm. ...................................................................................................................... 12

Figura 42. Curva temperatura-tempo-precipitao para vrios precipitados observados no ao

SAF 2507 (UNS S32750) ........................................................................................... 12


kJ/mm. ...................................................................................................................... 12


kJ/mm. ...................................................................................................................... 12

Figura 45. . Difratograma do ao UNS S32760 simulado com energia de soldagem de 0,64

kJ/mm. ...................................................................................................................... 12

Figura 46. Micrografia do ao UNS S32304 simulado energia de 1 kJ/mm submetido a ensaio

de corroso intergranular. 500X. ................................................................................ 12

Figura 47. Micrografia do ao UNS S32750 submetido a ensaio de corroso intergranular. a)

1kJ/mm b)0,6 kJ/mm. 500X........................................................................................ 12

Figura 48. Micrografia do ao UNS S 32760 submetido a ensaio de corroso intergranular. a)

1 kJ/mm b) 0,6 kJ/mm. 500X. ..................................................................................... 12

Figura 49. Ciclos trmicos simulados no equipamento Gleeble na energia de soldagem de a)

1 kJ/mm, b)0,8 kJ/mm e c) 0,64 kJ/mm no ponto de interesse....................................... 12

Figura 50. Microestrutura do ao UNS S32750 simulado no equipamento Gleeble a) 1,0

kJ/mm b)0,6 kJ/mm. Ataque eletroltico soluo 40 % HNO3. 1000X............................. 12





Figura 53. Precipitao no contorno de gro ferrtico do ao UNS S32750 simulado nas

energias de soldagem de a) 1,0kJ/mm e b)0,64 kJ/mm. MEV eltrons secundrios.

Ataque eletroltico em soluo de 40% HNO3. .............................................................. 12

Figura 54. Precipitao em contorno de gro ferrtico no ao UNS S32760 simulado na

energia de soldagem de a) 1,0 kJ/mm e b) 0,64 kJ/mm. ............................................... 12

Figura 55. Espetro de composio de fases precipitadas em contorno de gro ferrtico de

ciclos simulados com energia de soldagem de 1,0 kJ/mm para a) UNS S32750 e b) UNS

S32760...................................................................................................................... 12

Figura 56. Partcula de fase sigma precipitada no contorno de gro ferrtico do ao UNS

S32760 simulado na energia de soldagem de 1,0kJ/mm. MET- Imagem em campo claro.

Padro de difrao de eltrons das fases presentes. 50.000X...................................... 12

xi

Figura 57. Curvas de polarizao cclica para o ao UNS S32304 nas condies simuladas a)

1 kJ/mm b)0,8 kJ/mm c)0,64 kJ/mm ............................................................................ 12


1 kJ/mm b)0,8 kJ/mm c)0,64 kJ/mm ............................................................................ 12


1 kJ/mm b)0,8 kJ/mm c)0,64 kJ/mm ............................................................................ 12

Figura 60. Aspectos de pites no ao UNS S32304 simulado a) 1,0 kJ/mm b) 0,8 kJ/mm c) 0,6

kJ/mm. Microscopia tica. Ataque eletroltico 40 % HNO3. ......................................... 12

Figura 61. Aspectos dos pites no ao UNS S32750 simulados nas energias de soldagem a)

1kJ/mm b)0,8 kJ/mm c)0,6 kJ/mm. Microscopia tica. Ataque Eletroltico 40% HNO3. .. 12

Figura 62. Aspectos dos pites no ao UNS S32760 simulados nas energias de soldagem a)

1kJ/mm b)0,6 kJ/mm. Microscopia tica. Ataque eletroltico 40%HNO3. ...................... 12

Figura 63. Pites nucleando no contorno de gro ferrtico no local onde tem fases precipitadas,

no ao UNS S32760 com energia de soldagem de 0,6 kJ/mm. Microscopia Eletrnica de

Varredura, imagem de eltrons secundrios. Ataque eletroltico 40% HNO3. ................. 12

xii

LISTA DE TABELAS

PGINA

Tabela 1. Composio qumica dos AID mais comuns ...................................................4

Tabela 2. Propriedades mecnicas dos aos inoxidveis duplex mais comuns..........5

Tabela 3. Fases observadas nos aos inoxidveis duplex............................................12

Tabela 4. Composio qumica das ligas utilizadas na pesquisa. ...............................12

Tabela 5. Parmetros empregados para as soldas reais..............................................12

Tabela 6. Distncias desde o centro ao ponto de estudo para cada energia de

soldagem e temperaturas mximas nos trs passes.............................................12

Tabela 7. Proporo da fase ferrtica nos materiais no estado como-recebido medida

pelo Quantimet. .......................................................................................................12

Tabela 8. Frao da fase ferrtica nos materiais solubilizados medida com o

ferritoscpio (TL) .....................................................................................................12

Tabela 9. Fases no ao UNS S32304 tratado termicamente a 850C durante 35

minutos....................................................................................................................12

Tabela 10. Fases identificadas no ao UNS S32750 tratado termicamente a 850 C,

35 minutos...............................................................................................................12

Tabela 11. Fases identificadas no ao UNS S32760 tratado termicamente a 850

durante 35 minutos..................................................................................................12

Tabela 12. Composio qumica das diferentes fases dos aos tratados termicamente

durante 35 minutos..................................................................................................12

Tabela 13. Fases identificadas no ao UNS S32750 tratado a 850, durante duas

horas........................................................................................................................12

Tabela 14. Fases identificadas no ao UNS S 32760 tratado termicamente 850 C

durante duas horas. ................................................................................................12

Tabela 15. Composio qumica das diferentes fases nos aos tratados termicamente

durante duas horas. ................................................................................................12

Tabela 16. Parmetros de rede dos aos UNS S32304, UNS S32750 e UNS S32760

nos estados solubilizados e tratados termicamente a 850C. ..............................12

Tabela 17. Parmetros de rede de diferentes fases nos aos inoxidveis duplex. .....12

Tabela 18. Frao volumtrica de fases intermetlicas precipitada nos materiais

tratados termicamente medida mediante o mtodo manual de pontos.................12

Tabela 19. Susceptibilidade de precipitao de fase sigma segundo o equivalente ......12

xiii

Tabela 20. Composio qumica da fase sigma precipitada durante os tratamentos

trmicos a 850C. Porcentagem em peso do elemento. Obtida no MEV por

EDS. ........................................................................................................................12

Tabela 21. Tempo de passagem no intervalo de temperatura 700-950C para cada

ciclo trmico simulado.............................................................................................12

Tabela 22. Picos identificados no difratograma do ao UNS S32750 simulado com

energia de 1,0 kJ/mm .............................................................................................12


energia de 0,8 kJ/mm .............................................................................................12


energia de 0,64 kJ/mm ...........................................................................................12


energia de 1,0 kJ/mm .............................................................................................12


energia de 0,8 kJ/mm .............................................................................................12


energia de 0,64kJ/mm ............................................................................................12

Tabela 28. Composio qumica das fases precipitadas em contorno de gro ferrtico

de ciclos simulados correspondente aos espetros da Figura 55 ...........................12

Tabela 29. Potenciais de pite e de proteo para os materiais no estado como-

recebido. Referncia ao ECS ................................................................................12

Tabela 30. ndices de resistncia ao pite dos materiais segundo a composio

qumica....................................................................................................................12

Tabela 31. Potenciais de pite e de proteo para os materiais nas condies

simuladas. Referncia ao ECS..............................................................................12

xiv

LISTA DE ABREVIATURAS E SMBOLOS

ferrita

austenita

sigma

Coordenada mvel no sentido do eixo x, localizada na fonte de calor

: Fator de eficincia trmica do processo de soldagem.

: Condutividade trmica (W/mm C).

: Fator adimensional de espessura.

C: Capacidade trmica volumtrica (J/mm3 C).

a: Difusividade trmica (mm2/s).

A: Parmetro de rede (D).

AID: Aos Inoxidveis Duplex.

AISD: Aos Inoxidveis Superduplex.

CCPD: Corrente contnua polaridade direta.

CCT: Temperatura de Corroso por Frestas.

CPT: Temperatura Crtica de Corroso por Pite

d: Espessura da chapa (mm).

EDS: Espectrometria por Energia Dispersiva

I: Corrente de soldagem (A)

K0 Funo de Bessel de segundo grau e ordem zero.

MEV: Microscopia Eletrnica de Varredura

PRE ndice equivalente de resistncia ao pite.

q: Insumo de Energia lquida (J).

q0: Energia recebida pelo cordo de solda (W)

R: Vetor de raio tridimensional (mm).

r: Vetor de radio bidimensional (mm).

xv

Ri: Distncias desde as fontes de calor real e imaginrias ao ponto P no espao x,

y, z (mm).

T: Temperatura (C).

T0: Temperatura ambiente (C).

Tm: Temperatura mxima.

t: Tempo (s).

t12/8: Tempo de resfriamento desde a temperatura de 1200C at 800C.

t8/5: Tempo de resfriamento desde a temperatura de 800C at 500C.

tr: Tempo de resfriamento.

TIG: Tungsten Inert Gas Welding .

TL: Direo paralela de laminao.

TT: Direo perpendicular direo de laminao.

TTP: Temperatura-tempo-precipitao.

U: Tenso do arco (V).

: Velocidade de soldagem (mm/s).

Vr: Velocidade de resfriamento.

x: Eixo x. Direo de soldagem (mm).

y: Eixo y. Direo transversal direo de soldagem (mm).

z: Eixo z. Direo atravs da espessura (mm).

ZAC: Zona Afetada pelo Calor.

ZACTB: Zona Afetada pelo Calor de Temperatura Baixa

xvi

RESUMO

Os aos inoxidveis duplex so ligas Cr-Fe-Ni-Mo, que possuem uma microestruturabalanceada austenita-ferrita, e com excelentes propriedades mecnicas e deresistncia corroso. Estas caractersticas os fazem muito utilizados nas industriasqumica, petroqumica, de papel, alimentcia e farmacutica.

O processamento destes aos geralmente envolve processos de soldagem, os quaisdevem ser elaborados cuidadosamente. Durante os ciclos trmicos experimentadosna soldagem na zona afetada pelo calor, dependo do tempo de permanncia nointervalo de temperaturas entre 650C-950C, podem ser precipitadas fasesintermetlicas, como a fase sigma, que prejudicam as propriedades mecnicas e deresistncia corroso.

Trs ligas comerciais de aos inoxidveis duplex (AID) e superduplex (AISD) dedenominao UNS S32304(AID), UNS S32750(AISD) e UNS S32760(AISD) foramsubmetidos a soldagem multipasse e a simulaes de ciclos de soldagem na zonaafetada pelo calor de temperatura baixa (ZACTB). As simulaes foram realizadas emum dilatmetro e em um equipamento Gleeble. Foram feitas comparaes entre asmicroestruturas obtidas nas soldas reais e nos corpos-de-prova simulados. Asmicroestruturas foram analisadas atravs de microscopia tica e microscopiaeletrnica de varredura. Foram tambm analisadas as fases precipitadas atravs dedifrao de Raios-X de resduos extrados, qumica e eletroliticamente, das amostrassimuladas. Realizaram-se ensaios de corroso intergranular e de polarizao cclica,para determinar o comportamento dos materiais corroso aps a soldagem.

Achou-se um bom acordo entre as microestruturas das soldas reais e asmicroestruturas simuladas. Encontrou-se que o ao UNS S32304 no precipitounenhuma fase. No entanto, nos aos UNS S32750 e UNS S32760 foram encontradasfases precipitadas nos contornos de gro ferrtico. Essas fases foram identificadascomo sigma e Cr2N. Entre estes dois ltimos achou-se que o ao mais susceptvel precipitao de fases o UNS S32760, provavelmente pela presena do W.

Quanto ao comportamento corroso, no se observou nenhuma variao nospotenciais de pite aps a simulao, enquanto que os potenciais de proteo sofreramuma queda comparando-se aos materiais na condio como-recebidos.

xvii

ABSTRACT

Duplex stainless steels are Cr-Fe-Ni-Mo alloys. They possess balanced austenitic/ferritic microstructure, excellent mechanical and corrosion resistance properties. Thus,these characteristics make them very used in chemical, petrochemical, cellulose, foodand pharmaceutical industries.

The processing of these steels generally involves welding processes, which should becarried out carefully. Depending on time from 650C to 950C temperature rangeduring thermal cycles in heat affected zone, intermetallic phases can be precipitated,as sigma phase for instance. As a consequence, mechanical and corrosion resistancemight be impaired.

Three duplex (DSS) and superduplex (SDSS) stainless steel alloys, with denominationof UNS S32304 (DSS), UNS S32750 (SDSS), and UNS S32760 (SDSS), weresubmitted to real multipass welding and welding thermal cycles simulations of lowtemperature heat affected zone. The simulations were accomplished in a dilatometerand in a Gleeble equipment. They were made comparisons among microstructuresobtained in actual welds and simulated welding thermal cycles. Microstructures wereanalyzed by optical and electronic microscopy. X-ray diffraction analyses of extractedresidues were studied. Tests of intergranular corrosion and cyclic potentiodynamicpolarization were performed.

Results indicated good agreement between actual welding and thermal cyclessimulated microstructures. UNS S32304 steel did not precipitate any intermetallicphase. On the other hand, in UNS S32750 and UNS S32760 steels were foundprecipitated phases in the ferritic grain boundary. Those phases were identified assigma and Cr2N. UNS S32760 were more susceptible phase precipitation, probablydue to tungsten as an additional alloying element in this steel.

Corrosion results indicated no observed variation in pitting potentials of simulatedsamples, meanwhile pitting protection potentials suffered a fall compared to materialsin the as received condition.

1

1. INTRODUO

Os aos inoxidveis duplex (AID) so aos que apresentam microestrutura austentico-

ferrtica em propores aproximadamente iguais.

Foram desenvolvidos na dcada de 1930. Continuamente tm sofrido modificaes

na sua composio qumica e processamento, para melhorar seu desempenho quanto

a resistncia corroso e as propriedades mecnicas.

A sua aplicao principalmente nas indstrias qumica, petroqumica, de papel e

alimentcia, pelo seu bom desempenho nestes ambientes altamente agressivos.

Na dcada de 1970 foram introduzidos os aos inoxidveis superduplex (AISD), com

maior teor dos elementos de liga, principalmente do nitrognio, para obter uma maior

resistncia a corroso por pite. Esta medida pelo ndice equivalente de resistncia

ao pite (PRE), que nestes aos tem valor maior do que 40. A maior quantidade dos

elementos de liga os torna mais susceptveis de precipitao de fases intermetlicas,

requerendo-se um maior cuidado durante o processamento destes aos.

O processamento dos AID geralmente envolvem processos de soldagem. Estes

precisam ser realizados com cuidado, para manter as suas vantagens de resistncia

corroso e as suas propriedades mecnicas.

Durante o processo de soldagem cada ponto da junta soldada experimenta um ciclo

trmico diferente, permanecendo em intervalos de temperatura nos quais podem

precipitar fases indesejveis nos AID, prejudicando as suas propriedades. Essas

fases podem ser fases intermetlicas como a sigma, nitretos de cromo ou carbonetos.

Em geral so fases ricas em cromo e molibdnio que criam ao seu redor uma zona

empobrecida nesses elementos, afetando a resistncia corroso e as propriedades

mecnicas dos AID.

Quando a soldagem realizada com passes mltiplos, a probabilidade de existncia

dessa fases aumenta, porque elas podem ser formadas durante o primeiro passe e

crescer ou formar novas fases nos passes subsequentes.

A maioria dos estudos feitos tem sido desenvolvidos na zona afetada pelo calor de

temperatura elevada (ZACTE) que a regio mais perto da zona de ligao, ficando

ainda por aprofundar na zona mais afastada, que chamada de zona afetada pelo

calor de temperatura baixa (ZACTB). No Departamento de Engenharia Metalrgica e

de Materiais da EPUSP existe um grupo de trabalho pesquisando a soldabilidade

destes aos inoxidveis, sendo que j foi produzida uma dissertao de mestrado

estudando a precipitao de fases intermetlicas durante a soldagem de AID na

ZACTB, na qual foram pesquisados dois aos comerciais (SAF 2205 e UR 52N+), e

2

est-se desenvolvendo atualmente uma tese de doutoramento na ZACTE e uma

dissertao de mestrado relativa a precipitao de intermetlicos na zona fundida.

O propsito deste trabalho ampliar a cobertura da pesquisa na ZACTB a outros aos

inoxidveis duplex. Sero empregados um AID com denominao UNS S32304 e dois

AISD com denominao UNS S32750 e UNS S32760.

O estudo feito visando diferenciar o comportamento na precipitao dos AID e dos

AISD, identificar quais fases as que precipitam, e qual poderia ser o seu efeito. Alm

disso, analisam-se a influncia da composio qumica e dos subsequentes passes de

soldagem quanto ao comportamento de precipitao.

A pesquisa desenvolve-se baseada em soldagens reais e microestruturas simuladas

em um dilatmetro e um equipamento Gleeble. Como a quantidade de fases que

precipitam durante a soldagem muito pequena, para a sua identificao

empregada a tcnica de extrao de precipitados com posterior anlise por difrao de

Raios-X. So feitos tambm anlises microestruturais no microscpio tico e no

microscpio eletrnico de varredura, alm de ensaio de corroso intergranular e de

polarizao cclica.

3

2. REVISO BIBLIOGRFICA

2.1 GENERALIDADES DOS AOS INOXIDVEIS DUPLEX

Os aos inoxidveis duplex (AID) tm sido desenvolvidos como alternativa aos aos

inoxidveis austenticos para as aplicaes que requerem elevadas propriedades de

resistncia mecnica e de resistncia corroso, sejam nas indstrias qumica,

petroqumica, de papel, alimentcia e farmacutica, entre outras.

Os AID so ligas baseadas no sistema Fe-Cr-Ni-Mo-N na faixa de composio: 18,5

a 27% Cr; 4 a 8% Ni; 2 a 4% Mo; C menor de 0,03% e tambm podem conter Cu.

Os AID apresentam uma microestrutura bifsica ferrita-austenita em propores

aproximadamente iguais de 50 %, que lhes conferem boa resistncia corroso sob

tenso, alta resistncia corroso intergranular, excelentes propriedades mecnicas e

boa soldabilidade1. Estas propriedades so conseqncia do balano da austenita e

da ferrita na microestrutura que pode-se obter pelo controle da composio qumica e

do processamento termomecnico. Assim, se a proporo de austenita aumenta, a

resistncia corroso sob tenso e a resistncia mecnica diminuem. Por outro lado,

se a proporo de ferrita aumenta, diminui a tenacidade fratura do material2.

A famlia de AID pode ser classificada segundo a composio qumica como reportado

por Charles 3 na sua reviso sobre AID. Assim tem-se diferentes grupos de AID:

- 23%Cr-4%Ni-0,10% N, livre de Molibdnio os quais so materiais econmicos e

podem substituir os graus austenticos AISI 304 e AISI 316.

- 22%Cr-5%Ni-3%Mo-0,17%N, podem ser considerados padres e por ter maior teor

de N, apresentam uma maior resistncia corroso por pite em ambientes mais

agressivos.

- 25%Cr-6,8%Ni-3,7%Mo-0,27%N com ou sem adies de W ou Cu, os quais so

conhecidos como aos inoxidveis superduplex (AISD). Eles so especialmente

projetados para aplicaes marinhas, qumicas, na engenharia do petrleo,

requerendo mais alta resistncia corroso em meios altamente agressivos e altas

propriedades mecnicas. Possuem o ndice equivalente de resistncia ao pite (PRE)

maior do que 40. Sendo que o PRE definido em funo da composio qumica

assim4:

PREN = %Cr + 3,3 %Mo + 16 % N.

PREW=%Cr+3,3(%Mo+0,5%W)+16%N

4

Na Tabela 1 apresenta-se a composio qumica tpica dos AID e AISD comerciais

mais comuns, sendo ressaltados os aos inoxidveis superduplex.

Tabela 1. Composio qumica dos AID mais comuns5

Nome comercial DenominaoUNS

Cr Mo Ni N Outroselementos

PRE*

SAF 2304 S32304 23 0,2 4 0,1 - 25

UR35N S32304 23 0,2 4 0,1 - 25

3RE60 S31500 18,5 2,7 5 0,07 1,5 Si 29

UR 45 S31803 22 3 5,3 0,17 - 35

SAF 2205 S31803 22 3 5,3 0,17 - 35

2205 S31803 22 3 5,3 0,17 - 35

FALC 223 S31803 22 3 5,3 0,17 - 35

AF 22 S31803 22 3 5,3 0,17 - 35

VS 22 S31803 22 3 5,3 0,17 - 35

10RE51 S32900 25 1,5 4,5 - - 30

DP3 S31260 25 3 6,5 0,16 0,5Cu,0,3W 37

UR52N S32550 25 3 6,5 0,18 1,6Cu 38

FERRALIUM 255 S32550 25 3 6,5 0,18 1,6Cu 38

UR 47N S32200 25 3 6,5 0,18 - 38

ZERON 100 S32760 25 3,6 7 0,25 0,7Cu-0,7 W 41

UR52N+ S32550 25 3,8 6 0,26 1,5Cu 42

SAF 2507 S32750 25 3,8 7 0,27 - 42

*PRE : equivalente de resistncia ao pite.

2.2 PROPRIEDADES FSICAS.

Os AID apresentam menores coeficientes de expanso trmica similar ao dos aos

inoxidveis ferrticos, o que os tornam aconselhveis para uso em condies de ciclos

trmicos, em temperaturas de aplicao menores do que 300C.

A condutividade trmica maior do que nos aos inoxidveis austenticos, a qual em

conjunto com a baixa expanso trmica, os tornam bons candidatos utilizao em

trocadores de calor.

So fortemente magnticos devido presena de ferrita, permitindo o uso de fixadores

magnticos durante o processo de usinagem.

5

2.3 PROPRIEDADES MECNICAS

As propriedades mecnicas dos AID so resultados da combinao da composio

qumica e de propriedades da ferrita e a austenita6 , mais notadamente da ferrita, que

tem maior limite de escoamento do que a austenita. Assim, o limite de escoamento

dos AID alto comparado com o dos aos inoxidveis austenticos (quase o dobro).

Apresentam alta resistncia trao e com alongamento de at 25 %. A resistncia

ao impacto tem um valor intermedirio entre os aos inoxidveis austenticos e

ferrticos. Na Tabela 2 apresentam-se as propriedades mecnicas dos aos

inoxidveis duplex comerciais.

Tabela 2. Propriedades mecnicas dos aos inoxidveis duplex mais comuns1.

TIPO AID Limite deescoamento

(N/mm2)

Limite deResistncia

(N/mm2)

Alongamento(%)

Reduode rea

(%)

UNS 31200 450 690 25 50

UNS 31803 450 620 25 45

UNS 32550 550 760 15 -

UNS 32900 485 620 15 -

CD4-MCu 485 690 16 -

UNS 31500 440 630 30 -

UNS 31250 440 630 30 -

2.4 RESISTNCIA CORROSO

A resistncia corroso dos AID comparvel aos aos inoxidveis austenticos e

com superiores propriedades mecnicas. Contendo um teor de nquel menor, o que os

torna mais econmicos, a tendncia ter cada vez aos mais ligados com Nitrognio,

estabilizando a fase austentica e diminuindo a partio do cromo na ferrita e, como

conseqncia, melhorando as propriedades de resistncia corroso.

A resistncia corroso localizada, a qual superior a dos aos inoxidveis

austenticos, funo da resistncia corroso localizada das fases que o compem

( e ) , sendo que h influncia tanto da razo / do ao como da composio

qumica de cada uma das fases7.

Bernhardsson8 na sua reviso reportou o bom desempenho dos AID em diferentes

meios cidos (cido sulfrico, cido clordrico, cido fosfrico, cido ntrico).

6

Na Figura 1, se apresentam a temperatura crtica de corroso por pite (CPT) e a

temperatura de corroso em frestas (CCT) de vrios AID comparados com graus

austenticos mais custosos. Por outro lado, a resistncia corroso sob tenso e a

resistncia corroso generalizada so superiores as dos aos austenticos

convencionais.

Vrias aplicaes de AID em ambientes altamente corrosivos de indstrias qumicas,

de gs, papel, alimentcia e em trocadores de calor so reportadas9,10,11 onde o melhor

desempenho corroso foi experimentado por estes aos.

904L SAF 2205

SAF 25076Mo+N

austentico

25Cr-3Mo-0.2N

0102030405060708090

100110

CCT (C)

CPT(C)

Figura 1. Temperatura crtica de pite (CPT) e temperatura de corroso em frestas(CCT) em 6% FeCl3 (similar ao ensaio ASTM G48)

10

2.5 FLUXO DE CALOR DURANTE A SOLDAGEM.

2.5.1 Fator de eficincia trmica do processo de soldagem

Nas soldagens a arco, as perdas de calor por radiao e por conveco para o meio

so representadas pelo fator de eficincia (), que a razo entre a energia

transferida pea de trabalho(qo) e a energia produzida pelo arco(IU)12, como

mostrado na equao 1:

= qo/I U (1)

Onde:

qo = energia transmitida para o cordo de solda

I = corrente de soldagem (em Ampres)

7

U = tenso do arco (em Volts)

Para o processo TIG considera-se entre 0,22 e 0,75 dependendo do material, da

polaridade e da geometria da junta.

2.5.2 Fluxo de calor e distribuio de temperaturas13.

As condies trmicas na soldagem esto caracterizadas por altos picos de

temperatura, altos gradientes localizados de temperatura e rpidas flutuaes de

temperatura. Essas mudanas de temperatura tem grandes efeitos metalrgicos, que

para serem estudados preciso estabelecer os ciclos trmicos em cada ponto da

solda para conhecer a natureza dos fenmenos que esses ciclos geram.

A poa de fuso agitada por vrios mecanismos 13. Dentro da poa, o calor

transferido por conveco. A poa tambm transfere o calor atmosfera por radiao

e, ao metal base, por conduo.

Quando a temperatura de pico no excede a temperatura de fuso, o material

encontra-se slido durante todo o ciclo trmico e o calor transferido tipicamente por

conduo.

A distribuio de temperaturas pode ser obtida pelas equaes de fluxo de calor por

conduo, o qual dado pelas equaes 2, 3 e 4:

2

2

xT

atT

=

Estado uniaxial de fluxo de calor (2)

+

=

2

2

2

2

yT

xT

atT

Estado biaxial de fluxo de calor (3)

+

+

=

2

2

2

2

2

2

zT

yT

xT

atT

Estado triaxial de fluxo de calor (4)

Os modelos de fluxo de calor na soldagem a arco consideram as seguintes condies

de contorno 12:

- A fonte de calor, que mvel, est se movimentando a uma velocidade constante

sobre uma linha reta relativa pea, aplicando a energia de soldagem de modo

uniforme.

- A seo transversal da junta soldada constante.

8

- So desprezados os efeitos transientes resultantes do incio e trmino da solda,

considerando-se o estado quase-estacionrio. Nesta condio, um observador

localizado na fonte de calor observa sempre as isotermas com o mesmo formato.

Para considerar o estado quase-estacionrio, deve-se transferir a origem de

coordenadas da chapa para a fonte de calor, sendo empregadas coordenadas mveis.

Assim, o eixo x que est na direo de soldagem, deve ser substitudo pela

coordenada mvel , tal que

= x t (5)

onde:

: velocidade de soldagem (mm/s)

t: tempo (s)

As consideraes anteriores simplificam o tratamento dos modelos matemticos de

fluxo de calor. As solues analticas para fontes de calor mveis foram primeiro

apresentadas por Rosenthal14 e posteriormente por outros pesquisadores. Nas

solues das equaes, Rosenthal assumiu varias hipteses:

As constantes fsicas dos materiais permanecem constantes.

A transferncia de calor atravs da superfcies da chapa atmosfera so

desprezveis. Isto suportado pelo fato de que a conduo de calor nos metais

muito maior do que a transmisso atravs das superfcies.

O calor gerado na soldagem eltrica pelo efeito Joule pode ser considerado como

o calor gerado pelo arco eltrico.

Com essas hipteses, Rosenthal desenvolveu os modelos para fluxo de calor de

chapa grossa, chapa fina e chapa de espessura intermediria.

No modelo tridimensional para a soluo de chapa grossa, considera-se uma chapa

de espessura infinita, com uma fonte de calor puntiforme. A temperatura de um ponto

situado a uma distncia 222 zyR ++= , com referncia s coordenadas mveis,

quando atingido o regime de temperatura quase-estacionria, dada pela equao

6:

( )

+

=

R

av

Rq

TT oo 2exp1

2 (6)

Onde:

9

T: Temperatura (C)

To: temperatura ambiente (C)

qo: Energia transmitida para o cordo de solda (W)

: Condutividade trmica (W/mm C)

R: Vetor posio tridimensional (mm)

: velocidade de soldagem (mm/s)

a: difusividade trmica (mm2/s)

: Coordenada mvel na direo de soldagem.

A soluo de chapa grossa apresentada aplica-se para a zona fora da zona de fuso

onde a temperatura est abaixo da temperatura de fuso.

O modelo de chapa fina considera uma fonte de calor linear numa chapa de espessura

d. A distribuio de temperatura de um ponto situado a uma distncia 22 yr +=

dada pela equao 7:

=

avr

Kav

dq

TT oo

o 22exp

2

(7)

Onde:

T: Temperatura (C)

To: Temperatura ambiente (C)


d: Espessura da chapa (mm)


: Velocidade de soldagem (mm/s)


a: Difusividade trmica (mm2/s)

Ko: Funo de Bessel de segundo grau e ordem zero.

r: Vetor posio bidimensional (mm)

10

Nos casos onde no aplicvel a soluo de chapa grossa ou chapa fina, porque os

gradientes de temperatura so variveis na direo z, considera-se o modelo de chapa

intermediria, no qual a fonte puntiforme movimentando-se velocidade constante

ao longo da chapa de espessura d. Assume-se que nas superfcies da chapa o fluxo

de calor zero.

Para manter o fluxo de calor lquido atravs das superfcies da chapa igual a zero,

considera reflexes especulares da fonte com respeito aos planos z=0 e z=d, o que

pode-se fazer, baseado no mtodo das imagens, como mostra a Figura 2.

Figura 2. Modelo de fluxo de calor baseado no mtodo das imagens.13

Incluindo as contribuies das fontes imaginrias distribudas simetricamente

distncias 2id por cima e por baixo da superfcie superior da chapa, a distribuio de

temperaturas obtida na forma de uma srie, convergente como na equao 8:

=

+

=i

o Riav

Riavq

TT2

exp12

exp20

(8)

onde ( )2222 2idzyRi ++= T: Temperatura (C)

To: temperatura ambiente (C)


11


Ri: Distncias entre as fontes de calor real e imaginarias ao ponto P no espao x, y, z

(mm)

: Velocidade de soldagem (mm/s)

a: Difusividade trmica (mm2/s)


Nesta soluo, as condies trmicas sero similares s de uma chapa grossa junto

ao centro da solda, e de chapa fina para pontos localizados suficientemente longe da

fonte. Porm, nas distncias intermedirias, no se aproxima a nenhum dos modelos

de chapa grossa ou chapa fina, devido aos gradientes de temperatura variveis

atravs da espessura. Mas uma comparao experimental15 mostrou que o modelo de

chapa intermediria prediz adequadamente a distribuio de temperatura de pico e o

ciclo trmico na ZAC para um amplo espectro de condies operacionais.

Considerando-se o fluxo de calor e distribuio de temperaturas, no existe uma

espessura definida como grossa ou fina, pois nas situaes reais o modo de fluxo de

calor varia continuamente com o aumento da distncia fonte de calor 15.

2.5.2.1 Ciclos trmicos: curvas temperatura-tempo

Os fenmenos que ocorrem durante a soldagem so dependentes dos ciclos trmicos,

isto , com a variao da temperatura em funo do tempo. A Figura 3 mostra a curva

da temperatura (T) em funo do tempo t em um determinado ponto (A) prximo

solda. Da figura pode-se obter informao acerca da temperatura mxima atingida, o

tempo de permanncia acima de uma temperatura Ts , o tempo de resfriamento tr

entre duas temperaturas T1 e T2 ou a velocidade de resfriamento Vr.

Assim, conhecendo-se as variveis associadas ao ciclo trmico em um determinado

ponto da solda, podem-se predizer os fenmenos metalrgicos a que ele ser

submetido durante o aquecimento e o resfriamento.

Os ciclos trmicos de pontos situados a distncias sucessivas do centro de cordo,

tem uma distribuio como se mostra na Figura 4. Pode-se observar que as curvas

esto situadas progressivamente uma sobre outra medida que a distncia ao centro

da solda diminui. A temperatura mxima cai, mais ou menos bruscamente,

dependendo dos gradientes de temperatura caractersticos do processo e do material.

12

Os tempos nos quais se atingem as temperaturas mximas aumentam com o aumento

da distncia relativa zona de ligao. Esta diferena produz uma curva Tm = (t),

conforme apresentado na Figura 4, que separa o intervalo de temperaturas que

aumentam daquelas que diminuem. As velocidades de resfriamento a partir da

mxima temperatura diminuem quando a distncia ao centro do cordo de solda

aumenta

Figura 3. Curva de temperatura em funo do tempo para um ponto determinadoperto da solda 16.

Tambm pode-se considerar a velocidade ou tempo do resfriamento associado com

uma condio de soldagem, pois os tr para as diferentes curvas so praticamente

iguais. Terasaki e Gooch 17, verificaram que para os aos inoxidveis duplex este

tempo considerado o de resfriamento no intervalo de temperaturas desde 1200C

at 800C (t12/8), usando-se a mesma equao do t8/5. Nos aos duplex este t12/8 deve

ser controlado de tal maneira que no seja to curto, que iniba a transformao de

ferrita em austenita, nem to longo que favorea a precipitao de fases

intermetlicas.

2.5.2.2 Distribuio de Temperatura

Um outro aspecto importante a distribuio de temperatura em funo da distncia

desde o centro da solda. A Figura 5 mostra esta distribuio, que chamada de

repartio trmica. Ela representa as mximas temperaturas que so atingidas em

cada ponto da junta. Ela utilizada para determinar a largura da zona afetada pelo

13

calor, onde ocorrem fenmenos metalrgicos que podem afetar o desempenho da

junta soldada.

Figura 4. Curvas de temperatura-tempo obtida para diferentes pontos desde o centroda solda16.

Figura 5. Distribuio da temperatura em funo da distncia ao centro da solda 16.

2.5.2.3 Fatores que afetam o ciclo trmico e a distribuio do calor

2.5.2.3.1 Influncia do metal base:

Envolve a condutividade trmica e calor especfico que modificam o gradiente de

temperatura (aumentando se eles aumentam) e aumentando a velocidade de

resfriamento.

14

2.5.2.3.2 Espessura:

Utilizar o senso comum para classificar uma chapa como fina ou grossa pode levar a

erros grosseiros na determinao da historia trmica de uma junta soldada.

Para tanto foi proposto um termo adimensional 12 para classificar a espessura da

chapa (d), dado pela equao 9:

( )q

TTcd oc

= (9)

Caso >0,9 considera-se que, nas condies utilizadas a soluo da equao 9 de

chapa grossa. Se

15

A temperatura inicial da chapa importante na repartio trmica e nos ciclos

trmicos da solda, devido ao gradiente de temperatura que influi diretamente neles.

2.5.2.3.3 Intensidade de corrente

Aumentando a intensidade de corrente, alarga-se a ZAC sem mudar o formato das

isotermas.

2.5.2.3.4 Velocidade de soldagem

Afeta o formato das isotermas, de tal maneira que na maior velocidade as isotermas

so elipses mais alongadas, e na medida que a velocidade diminui, as isotermas

tendem a crculos.

2.5.2.3.5 Pr-aquecimento.

S diminui o intervalo entre a To e uma temperatura considerada. Nem o formato das

isotermas nem o seu tamanho mudam, mas uma mesma isoterma pertence a uma

temperatura maior. Assim, a poa de fuso maior e o resfriamento do metal mais

lento.

2.5.3 Soldagem multipasse

Na soldagem multipasse, os sucessivos ciclos trmicos num determinado ponto so

funo da temperatura inicial, do nmero de passes aplicado, da temperatura entre

passes e da posio do ponto em relao ao centro do cordo de solda. Um exemplo

de ciclo trmico para um ponto situado prximo ao passe de raiz na soldagem

multipasse apresentada na Figura 7. No primeiro passe, a temperatura mxima

atingida e a velocidade de resfriamento maior que para os passes seguintes.

Observa-se uma diminuio sucessiva devido variao da temperatura inicial, alm

do aumento da distncia do ponto com relao ao centro da solda. A velocidade de

resfriamento tambm diminui, devido aos passes anteriores terem o mesmo efeito da

temperatura de pr-aquecimento da chapa.

16

Figura 7. Ciclos trmicos na soldagem multipasse de um ponto na ZAC prximo aopasse de raiz16.

No outro caso, se for considerado um ponto perto do ultimo passe, como se apresenta

na Figura 8, observa-se que neste ponto durante o primeiro passe a temperatura

mxima baixa, e s ser atingida uma temperatura mxima maior durante o terceiro

passe, j que o ponto se encontra mais perto da fonte de calor. Mas a velocidade de

resfriamento moderada pelo efeito de pr-aquecimento induzido nos passes

anteriores.

Em ambos os casos, o efeito de pr-aquecimento dos primeiros passes vai depender

do intervalo de tempo entre as camadas, que finalmente determinam a temperatura de

interpasse.

17

t

T

Tv

Tm1

Tm2

Tm3

T1

T2

V3

12

3

Figura 8. Ciclos trmicos na soldagem multipasse de um ponto na ZAC perto doltimo passe.

2.6 SOLDAGEM DE AOS INOXIDVEIS DUPLEX.

Nos aos inoxidveis duplex a presena de duas fases pode dificultar os processos de

soldagem. A microestrutura varia desde a zona de fuso onde ocorrem fenmenos de

solidificao at o metal adjacente solda na zona afetada pelo calor onde ocorrem

transformaes no estado slido.

As propriedades da solda dependem da composio qumica e do balano entre a

austenita e a ferrita na microestrutura. Este balano pode ser ajustado pela alterao

da composio qumica e pelo controle da temperatura durante a soldagem.

2.6.1 Metalurgia da soldagem

Na soldagem de AIDs, a microestrutura varia desde ao poa de fuso at o metal

adjacente solda como conseqncia da histria trmica (ciclos trmicos e repartio

trmica) experimentada. Na Figura 9, apresenta-se o diagrama esquemtico que

relaciona a repartio trmica com o diagrama de fase pseudo-binrio Fe-Cr-Ni com

70% Fe e as zonas presentes: zona fundida, zona de ligao e uma zona afetada pelo

calor formada pela zona de crescimento de gro da ferrita, zona parcialmente

18

transformada e o metal base no afetado. A microestrutura final depende da

velocidade de resfriamento a partir de cada temperatura mxima presente na

repartio trmica.

Figura 9. Diagrama esquemtico que define as diferentes zonas da junta soldada deacordo com a repartio trmica para um ao inoxidvel duplex 13.

2.6.1.1 Transformaes na poa de fuso durante a solidificao

Na poa de fuso, o balano microestrutural austenita/ferrita ajustado pela

composio qumica. Ela pode ser controlada pelo metal de adio, pelos gases

utilizados durante a soldagem, e pelas condies trmicas durante a soldagem.

A solidificao pode ser baseada no diagrama pseudo-binrio Fe-Cr-Ni com 70% Fe

apresentado na Figura 10.

Os AID solidificam como ferrita em temperaturas prximas de 1450C. A

microestrutura permanece ferrtica at atingir a linha solvus da ferrita.

Durante o resfriamento no estado slido, ocorre a precipitao de austenita em

temperaturas menores que as da linha solvus da ferrita. A temperatura de incio de

precipitao depende da relao dos elementos estabilizadores da ferrita e da

austenita. Quando esta relao baixa, a transformao comea em temperaturas

levemente abaixo do intervalo de solidificao. Nestas temperaturas, a difuso bem

rpida propiciando uma frao de austenita elevada. Quando a relao entre os

elementos estabilizadores da ferrita e da austenita alta, a precipitao de austenita

comea em temperaturas baixas e fortemente influenciada pela velocidade de

resfriamento 2.

19

Figura 10. Diagrama pseudo-binrio Fe-Cr-Ni com 70 % Fe 1

A austenita comea a precipitar nucleando no contorno de gro ferrtico. A

quantidade de austenita formada funo do tempo e da temperatura, produzindo-se

uma maior frao volumtrica de austenita nas velocidades de resfriamento menores.

Na poa de fuso, a microestrutura pode apresentar altos teores de ferrita2 quando a

soldagem for autgena. O teor de ferrita deve ser limitado j que altos teores de ferrita

diminuem a tenacidade da junta18. A utilizao de nitrognio no gs de proteo e/ou

metal de adio com teor de nquel elevado pode resolver este problema causado pela

microestrutura da zona fundida.

2.6.1.2 Transformaes na zona afetada pelo calor

Na zona afetada pelo calor (ZAC), o balano microestrutural austenita-ferrita

determinado somente pelas condies de aquecimento e resfriamento, pela

temperatura mxima atingida e pelo tempo de permanncia nessa temperatura. Eles

so conseqncia de fatores como: espessura do material, energia de soldagem,

temperatura de pr-aquecimento e temperatura de interpasses.

As transformaes no estado slido podem envolver a dissoluo parcial da austenita

e dos precipitados durante o aquecimento, e a reformao de austenita e precipitados

20

durante o resfriamento em contorno de gro ferrtico e em alguns stios

intragranulares2.

As transformaes na ZAC podem ser explicadas com ajuda do diagrama apresentado

na Figura 11, para um ponto aquecido a uma temperatura maior que a solvus da ferrita19.

Figura 11. Ciclo trmico na ZAC para temperatura acima da solvus da ferrita 19.

Na regio I, as mudanas microestruturais so dominadas pela dissoluo de

austenita e os precipitados presentes no material base. Assim, um aquecimento

rpido retarda a dissoluo da austenita e dos precipitados, enquanto o aquecimento

lento permitir a completa dissoluo da austenita em temperaturas prximas

temperatura solvus. Na regio II, representa-se a poro do ciclo trmico que passou

completamente ao campo ferrtico, que adjacente a linha de fuso, e predomina o

crescimento de gro ferrtico.

Na regio III, onde ocorre o resfriamento abaixo da linha solvus, as mudanas

microestruturais incluem a reformao de austenita e a precipitao de fases

intermetlicas, como produto da velocidade de resfriamento, que relacionado ao

tempo de resfriamento t12/8.

A quantidade de ferrita presente na ZAC na temperatura ambiente funo da

velocidade de resfriamento no intervalo de temperatura entre 1200C e 800C. Assim,

aumentando esta velocidade, aumenta-se o teor de ferrita. O tempo de resfriamento

para as transformaes ferrita-austenita no intervalo de 1200C e 800C (t12/8) pode

ser predito usando-se a mesma equao que se usa para t8/5 dos modelos de fluxo de

21

calor existentes, como foi verificado por Terasaki e Gooch17. O erro de

aproximadamente 15% com relao s medidas experimentais.

Baeslack e Lippold2 verificaram que a composio da austenita e da ferrita funo da

velocidade de resfriamento. Para velocidades rpidas, a austenita e a ferrita tem

composies idnticas. Entretanto para velocidades mais baixas de resfriamento, a

transformao controlada por difuso e as fases apresentam variao nas

composies.

Horvart e colaboradores20, ao aplicar ciclos trmicos a um ao duplex nas

temperaturas entre 20 C e 900C verificaram que a frao volumtrica e a estrutura

dos gros de austenita e ferrita, permanecem inalterados pelos ciclos trmicos. Em

uma solda multipasse, o continuo reaquecimento geralmente promove o aumento da

frao de austenita. O teor de ferrita maior quanto mais prximo se esteja do centro

do cordo 21.

Quando a temperatura mxima atingida est por abaixo da linha solvus da ferrita, fala-

se de zona afetada pelo calor de temperatura baixa (ZACTB). O metal aquecido no

campo bifsico +, e a microestrutura com respeito ao balano de fases permanece

praticamente inalterada22.

Para evitar a precipitao de outras fases na ZAC, recomenda-se a limitao do tempo

de resfriamento t12/8 prximo de 20 segundos, principalmente quando se solda

materiais de espessura fina1.

2.6.2 Precipitao de fases em soldagem de aos inoxidveis duplex.

O estudo de precipitao de fases intermetlicas nos AID e AISD tem sido baseado

geralmente em tratamentos isotrmicos, e tem-se constatado precipitao suficiente

para deteriorar as propriedades, para tempos maiores que 100 s, a temperaturas entre

850C e 950C. A diferena entre os ciclos trmicos dos tratamentos isotrmicos e os

ciclos trmicos experimentados na soldagem est no fato de que na soldagem

apresentam-se aquecimentos e resfriamentos consecutivos, velocidades e

temperaturas de pico que dependem dos parmetros de soldagem e das propriedades

fsicas do material. O tamanho dos precipitados obtidos como resultado de

tratamentos isotrmicos, maior, enquanto os precipitados resultantes de ciclos de

soldagem so mais finos e se encontram mais bem distribudos. Francis23 reportou

tamanho de precipitados de fase sigma de tratamento isotrmico da ordem de 14m,

22

enquanto a fase sigma resultante de um ciclo de soldagem tem entre 1 e 4 m de

tamanho mdio.

Durante o resfriamento no AID, a precipitao da austenita est tambm

acompanhada de precipitao de outras fases (M7C3, M23C6, Sigma, Chi, Laves, )

dependendo da temperatura mxima atingida e do tempo de permanncia na faixa de

precipitao destas fases. Elas tambm prejudicam as propriedades mecnicas e de

resistncia corroso dos AID. A precipitao de fases intermetlicas ocorre por

nucleao em stios de alta energia como pontos triplos de gros, contornos de gro,

incluses, discordncias e aglomeraes de lacunas13. favorecida pela

redistribuio preferencial de elementos de liga na ferrita e na austenita, que ocorrem

durante o resfriamento. Assim, o molibdnio, o cromo e o silcio dissolvem-se

preferencialmente na ferrita24 e favorecem a precipitao de fases intermetlicas,

enquanto o mangans, o nquel e o nitrognio difundem preferencialmente para a

austenita25.

Uma significativa diminuio no teor de ferrita ou um aumento na dureza indica a

fragilizao por precipitao de fases intermetlicas. As mudanas nestes dois

aspectos podem ser usadas como ferramentas para identificar uma seria fragilizao,

mas no garantem a ausncia de fragilizao26. A resistncia ao impacto afetada

antes de que o aumento de dureza seja detectado alm de precisar pelo menos 2% de

fase sigma para se ter um efeito notvel na dureza.

Na Figura 12 apresenta-se o diagrama TTP para dois tipos de aos inoxidveis

duplex. Pode-se observar que o comeo da precipitao e a temperatura na qual

ocorre so dependentes da composio qumica. Assim, para o ao 1, a precipitao

comea a 800C aps 2.5 minutos e a fase sigma precipita aproximadamente a 850

C aps 30 minutos. Para o ao 2, a precipitao de fases ocorre aps de alguns

segundos em temperaturas ao redor de 850C, e a fase sigma precipita aps alguns

minutos ao redor de 900C. Esta mudana de comportamento pode estar associada

ao teor de cromo e molibdnio dos aos.

23

Figura 12. Diagrama TTP de dois AID diferentes. Ao 1: 0.028%C-21.8%Cr-5.0%Ni-3.12%Mo-0.113%N-0.45%Si-1.63%Mn- Ao 2: 0.028%C- 20.9%Cr- 7.4%Ni -2.30%Mo-0.073%N -0.50%Si- 1.63% Mn-1.4%Cu 1.

Na Tabela 3 apresenta-se o resumo das fases observadas que precipitam nos AID

com informaes importantes como composio qumica, parmetro de rede, grupo

espacial e as temperaturas de formao.

Tabela 3. Fases observadas nos aos inoxidveis duplex27.

TIPO DOPRECIPITADO

FRMULAQUMICA

INTERVALO DETEMPERATURA(C)

GRUPOESPACIAL

PARMETRO DEREDE (DD )

- - Im3m a=2,86-2,88

- - Fm3m a= 3,58-3,62

Fe-Cr-Mo 600 a1000 P42/mnm a=8,79 c=4,54

Cr2N Cr2N 900 P31m a=4,795 c=4,469

Fe36Cr12Mo10 700 a 850 143m a=8,92

R Fe-Cr-Mo 550 a 650 R3 a=10,903 c=19,342

Fe7Mo13N4 550 a 600 P4132 a=6,47

M7C3 M7C3 950 a1050 Pnma a=4,52; b=6,99c=12,11

M23C6 M23C6 600 a 950 Fm3m a=10,56-10,65

24

2.6.2.1 Fases intermetlicas

2.6.2.1.1 Fase sigma

Das fases precipitadas, a fase sigma a mais importante devido a sua maior frao

volumtrica observada na soldagem e a sua influncia nas propriedades mecnicas e

de resistncia corroso.

Esta fase nos AID forma-se no intervalo de temperaturas entre 600 a 1100 C,

apresenta uma estrutura tetragonal e basicamente um composto intermetlico Fe-

Cr- Mo.

A fase sigma nos AID se forma pela descomposio eutetide da ferrita em sigma

mais austenita, nucleando nos contornos de gro ferrtico e nas interfaces

austenita/ferrita, e crescendo para o interior da ferrita 28,29,30. Os elementos que

estabilizam a ferrita favorecem a formao de fase sigma, por exemplo o cromo e o

molibdnio aceleram a sua formao.

Outros fatores que tem influncia na formao da fase sigma so: o tamanho de gro

grosso que a retarda, e a deformao a frio que a acelera.

Roscoe e colaboradores25 constataram que a precipitao da fase sigma

influenciada pela temperatura de tratamento de solubilizao. Ocorre mais

rapidamente para temperaturas de solubilizao menores, enquanto para as

temperaturas maiores apresenta uma cintica de precipitao mais lenta, obtendo-se

baixas fraes volumtricas de sigma.

Os tempos de formao de fase sigma variam segundo a composio dos aos. No

trabalho realizado por Wilms e colaboradores 31 no ao superduplex de composio

24,01% Cr-7,11%Ni-3,89% Mo-0,29 %N-0,018%C a fase sigma aparece aps dois

minutos e se torna visvel no microscpio tico aps sete minutos de tratamento a

800C.

Em relao s propriedades mecnicas, a presena desta fase diminui

significativamente a tenacidade, a reduo de rea, o alongamento, e o limite de

escoamento 31. Assim, para teores de 1%, a energia absorvida durante o ensaio de

impacto diminui em 50%. Para 10% de sigma precipitada, o valor da energia

absorvida diminui at 5% do valor de uma liga sem a presena de sigma 1.

Como a precipitao de sigma usualmente est acompanhada pelo empobrecimento

em cromo da ferrita adjacente, tem-se associada uma forte influncia na resistncia

corroso, diminuindo principalmente a corroso localizada 28,32

25

2.6.2.1.2 Nitretos de Cromo (Cr2N)33

A formao desta fase favorecida pelo aumento no teor de N como elemento de liga

nos AID e AISD. A precipitao de Cr2N acontece no intervalo de temperaturas entre

700 e 900C, pelo resfriamento rpido desde altas temperaturas de solubilizao.

Como conseqncia de uma supersaturao de nitrognio na ferrita.

A precipitao preferencial nos contornos de gro ferrita/ferrita, mas tambm pode

ocorrer intergranularmente27. Tem um forte efeito na resistncia corroso, pois a sua

precipitao produz o empobrecimento de cromo no gro e nos seus contornos.

difcil diferenci-la da fase sigma j que geralmente coexistem. Tambm tem efeito

deletrio nas propriedades mecnicas.

2.6.2.1.3 Fase chi ( )33, 34.

Esta fase intermetlica precipita tambm a temperatura entre 700C e 900C, em AID

e em quantidades menores que a fase , alem da sua precipitao ocorrer para

tempos menores. considerada como uma fase metaestvel agindo como facilitadora

para a formao de fase sigma, decompondo-se completamente nela aps longos

tempos de exposio. uma fase rica em cromo e molibdnio. Tambm tem efeitos

nocivos sobre as propriedades mecnicas e de resistncia corroso, mas devido a

sua coexistncia com a fase sigma, estes efeitos so difceis de serem separados.

Tem-se encontrado que sua composio est no intervalo de 20 a 28%Cr-3 a 5,5%Ni-

9 a 22%Mo em aos livres de W, e 4 a 17%Mo-3 a 16%W em aos contendo entre 0,9

e 4,3 %W.

2.6.2.1.4 Fase R.

Esta fase de estrutura rombodrica, rica em molibdnio, precipita no intervalo de

temperatura entre 550 e 650C, nas interfaces austenita/ferrita e, s vezes, no interior

do gro ferrtico. Tambm diminui a tenacidade dos AID. Esta fase antecede a

formao da fase sigma26.

2.6.2.1.5 Carbonetos Cromo (M7C3 e M23C6)

Precipitam no intervalo de temperaturas entre 950 C e 1050C. So

predominantemente observados nas interfaces ferrita/austenita, mas tambm se

encontram nos contornos ferrita/ferrita e austenita/austenita. A sua formao tambm

precede a formao de fase sigma.

26

2.6.2.2 Influncia dos elementos de liga.

A precipitao de fases intermetlicas em aos inoxidveis duplex grandemente

influenciada pela composio qumica. Os grandes esforos no melhoramento das

propriedades mecnicas e de resistncia corroso destes aos tem sido

fundamentados no aumento dos elementos de liga. Esta mesma condio de serem

altamente ligados, gera a probabilidade da precipitao de fases quando submetidos a

ciclos trmicos de soldagem.

Elementos como cromo, molibdnio e tungstnio so adicionados aos AID para

melhorar sua resistncia a corroso. Nos AISD o Molibdnio e o tungstnio

aumentam a resistncia corroso por pite, mas tambm estabilizam compostos

intermetlicos quando expostos a altas temperaturas. Por exemplo, modificam a

formao de fase sigma, ampliando o campo de fase sigma no diagrama

transformao-tempo-temperatura, como se mostra esquematicamente na Figura 1335.

Recentemente, tem-se estudado bastante o efeito da adio de W e a substituio

parcial de Mo por W em AISD. Lee e colaboradores36 pesquisaram o efeito do W em

ZAC de microestruturas simuladas de AISD, comparando aos de 25%Cr-7%Ni

isentos de W e com diferentes teores deste elemento, encontrando uma boa

resistncia ao impacto na ZAC. Este fato foi explicado pela menor quantidade de Cr2N

precipitado, devido ao aumento da frao de austenita e ao tamanho de gro reduzido

da ferrita. O tungstnio retardou a dissoluo da austenita na ZAC durante o

aquecimento. Consequentemente aumentou a quantidade de austenita parcialmente

transformada e, portanto, o teor total de austenita. Desta maneira foi suprimida a

precipitao de Cr2N. Tambm em AISD contendo 25%Cr-6%Ni com diferentes teores

de W, e envelhecidos a temperaturas entre 700 e 1050C, Lee e colaboradores 37,

acharam a precipitao de fase nos primeiros estgios do envelhecimento ao longo

das interfaces /. Se comparados com AID contendo somente Mo, a adio de W

acelerou a taxa de decomposio da e expande o intervalo de temperatura de

decomposio. Mas, a substituio parcial de W por Mo reduz a transformao da

fase e aumentou a temperatura de descomposio em 50 C. Alm disso,

observou-se a supersaturao de W e Mo na fase , e um baixo teor de Mo no ao o

qual suprimiu o crescimento da fase como a decomposio da em mais . No

foi observada a diminuio na tenacidade como resultado da baixa taxa de

descomposio da .

27

Figura 13. Diagrama esquemtico do efeito de elementos de liga sobre a posio dacurva em C na transformao de fase sigma.

Kim e colaboradores38 estudaram o efeito de substituio do Mo por W em aos

contendo 22%Cr-5,5% Ni-0,15 N e acharam que nos aos contendo Mo somente

precipitou fase , rica em Cr e Mo. Nos aos com W, precipitaram as fases

intermetlicas , e ricas em W. As fases e , precipitaram nos primeiros

estgios, retardando um pouco a precipitao de .

De outro lado, Ahn e Kang39, estudaram o efeito da substituio parcial de Mo por W

no ao 2205 envelhecido a temperaturas entre 600 e 1000C. Acharam que a fase e

precipitada continham grandes quantidades de W. A precipitao de fase foi

retardada nos aos substitudos parcialmente com W, se comparado com o ao

contendo somente Mo. A fase precipitou nos primeiros estgios do envelhecimento,

decompondo-se lentamente em fase . O retardo na formao de levou a tempos

maiores na transio de fratura frgil a dctil nos aos com substituio de Mo por W.

A simples adio de W nos AISD torna o ao mais propenso precipitao de fases

intermetlicas, sendo o efeito da adio de W benfico se este substitui parcialmente

o Mo. O W e o Mo so os elementos dominantes na precipitao de e ,

respectivamente40.

No estudo feito por Hertzman e colaboradores41 em metais de adio contendo

25,5Cr-(3-4)Mo,-9,5Ni-0,25N e diferentes teores de W, acharam que a cintica de

precipitao de intermetlicos aumentou com o maior teor de W, deslocando a curva

de transformao para este material a tempos mais curtos e expandindo o intervalo a

temperaturas maiores.

28

Mori e colaboradores42, estudaram o efeito do Cr, Mo, Ni, W e N sobre a precipitao

da fase sigma em AISD. Encontraram que o Cr e o Mo aumentam a velocidade e

quantidade de precipitao de fase sigma, mas prefervel adicionar o Mo se

considera o balano entre a resistncia corroso por pite e a susceptibilidade a

precipitao de fase sigma. O Ni mostrou que pode acelerar a precipitao de sigma,

mas reduz a sua quantidade. O N no mostrou um grande efeito sobre a precipitao

de sigma. Quanto ao W acharam um efeito muito peculiar, aumentando-se a

precipitao de sigma para longos tempos de envelhecimentos e uma reduo na

quantidade de sigma para tempos curtos de envelhecimento. Isto foi explicado pela

precipitao atravs da reao eutetide da fase sigma, que controlada pela difuso

do W.

Quanto ao Nitrognio, um elemento que se adiciona ao AID para melhorar a sua

resistncia corroso por pites. Isto pode ser verificado atravs do ndice PRE, no

qual o Nitrognio tem um fator de 16 . Das pesquisas num ao 22%Cr-3%Mo soldado

com diferentes teores de N43, achou-se uma melhora na resistncia corroso por

pites no material de base como no de solda, com o aumento dos teores de N, como

resultado do balano da resistncia corroso da austenita e da ferrita. Para um

mesmo teor de N na liga, uma maior quantidade de austenita resulta na diminuio

das propriedades de resistncia corroso da liga devido diminuio da

concentrao de N na austenita. No ao UNS S31803 no qual foi estudado o efeito

do N no metal de solda e de base44, os pesquisadores acharam a precipitao de Cr2N

na ferrita do metal de solda, com baixa energia de soldagem. A frao de austenita

torna-se importante para evitar a supersaturao de N na ferrita, que precipita na

forma de nitretos. Mas nesta pesquisa tambm se achou uma influncia benfica do N

sobre a resistncia corroso por pites, como resultado do melhoramento desta

propriedade na austenita que a fase menos resistente corroso. Na pesquisa da

influncia do N na soldagem no ao SAF 2205 com 0,15%N45, foi achada a

precipitao de nitretos do tipo CrN no interior da ferrita do metal de solda e da ZAC,

formados durante o resfriamento. O grau de precipitao de CrN depende da

quantidade e distribuio da austenita formada desde a ferritizao. A ferrita que se

encontrava prxima da austenita estava isenta de precipitao. Isto devido a

partio do N, que maior na austenita do que na ferrita.

A precipitao de fases intermetlicas nos AID favorecida como conseqncia do

efeito combinado entre a composio qumica e a historia trmica qual ele

submetido.

29

3. OBJETIVOS

Os objetivos deste trabalho so:

Verificar a precipitao de fases intermetlicas atravs de tratamentos isotrmicos

nos aos inoxidveis duplex UNS S32304 e superduplex UNS S32750 e UNS

S32760.

Comparar as microestruturas de soldas reais com microestruturas simuladas,

identificando as eventuais fases precipitadas na faixa de temperatura de 700 a

950C.

Comparar o desempenho corroso localizada (corroso intergranular e corroso

por pites) nos materiais como recebido e simulados.

30

4. MATERIAIS E MTODOS

4.1 MATERIAIS

Os materiais usados neste trabalho so aos inoxidveis duplex comerciais: uma liga

de ao inoxidvel duplex, de especificao UNS S32304, e duas ligas de ao

inoxidvel superduplex, de especificaes UNS S32750 e UNS S32760. As

composies qumicas fornecidas pelo fabricante so apresentadas na Tabela 4.

Tabela 4. Composio qumica das ligas utilizadas na pesquisa.

Designao

UNS

Designao

comercial

C Si Mn P S Cr Mo Ni W Cu N

S 32760 UR 76 0,017 0,30 0,48 0,022 0,001 25,42 3,83 6,79 0,77 0,59 0,26

S 32304 SAF 2304 0,014 0,41 1,53 0,022 0,001 22,64 0,30 4,81 - 0,33 0,10

S 32750 SAF 2507 0,016 0,21 0,81 0,022 0,001 25,08 3,82 6,86 - 0,20 0,30

Com estas ligas, procurou-se ter uma ampla cobertura dos materiais utilizados

comercialmente, tendo em conta que um estudo similar foi feito por Ramirez46, em

ligas UNS S31803 (SAF 2205) e UNS S32550 (UR 52 N+).

4.2 MTODOS EXPERIMENTAIS

4.2.1 Materiais como-recebido

Nestes materiais, que so fornecidos no estado solubilizado, foi feita a caracterizao

metalogrfica atravs de microscopia tica. A medida da frao de ferrita foi feita

usando um analisador de imagem Quantimet e um ferritoscpio.

4.2.2 Tratamentos trmicos

Nos materiais na condio solubilizada foram realizados tratamentos trmicos a 850C

durante 35 minutos e duas horas, com posterior resfriamento em gua. O objetivo era

de precipitar a fase sigma para, em seguida, serem submetidos a testes de extrao

de precipitados.

31

No ao UNS S32304 foram feitos tambm tratamentos a 850 C durante 12 e 24

horas, para observar o comportamento precipitao em tempos longos de

envelhecimento.

O ao UNS 32750, antes de ser submetido a tratamento de precipitao de fase

sigma, foi submetido a tratamento de solubilizao a 1150C durante 30 minutos

seguido de resfriamento em gua. Este procedimento foi adotado devido a observao

de uma faixa de macrosegregao no centro da chapa.

4.2.3 Soldagens reais

Para a elaborao de soldagens reais, as chapas de 6 mm de espessura foram

preparadas com um chanfro em V com as caractersticas como mostrado na Figura

14.

Figura 14. Esquema da junta empregada.

O processo empregado para a soldagem foi o TIG. Foram realizados trs passes. Os

parmetros utilizados so apresentados na Tabela 5.

32

Tabela 5. Parmetros empregados para as soldas reais.

Processo TIG

Tenso 10 V

Tipo de corrente CCPD

Intensidade de corrente 135 - 170 - 211 A

Velocidade de soldagem 2,11 mm/s

Energia de soldagem 0,64 - 0,81 - 1,0 kJ/mm

Gs de proteo Ar - 10 l/min

Temp. pr-aquecimento 25 C

Temp. Interpasse (1 - 2) 75 C

Temp. Interpasse (2 - 3) 100 C

4.2.4 Simulao dos ciclos trmicos

Para a simulao dos ciclos trmicos durante a soldagem, nas energias de 0,64; 0,81

e 1,0 kJ/mm, foi utilizado o modelo de transferncia de calor para chapa intermediria

desenvolvido por Ramrez47. O modelo foi desenvolvido atravs do mtodo das

imagens e considera a fonte de calor como constituda por diferentes fontes pontuais,

localizadas na superfcie e no interior da chapa.

Foi simulado um ponto localizado na raiz da solda, no qual a temperatura mxima

atingida foi de 950. A distncia do ponto linha de centro para cada energia de

soldagem apresentada na Tabela 6 Apresentam-se tambm as temperaturas

mximas atingidas durante cada um dos passes.

Tabela 6. Distncias desde o centro ao ponto de estudo para cada energia desoldagem e temperaturas mximas nos trs passes.

Energia kJ/mm Distncia (mm) Tm1(C) Tm2(C) Tm3(C)0,640 5,02 950 862 7970,806 6,51 950 910 8511,000 8,25 950 927 873

A simulao dos ciclos foi feita empregando dois equipamentos: Um dilatmetro

Adamel Lomargi DT 1000, que pertence ao Departamento de Engenharia Metalrgica

e de Materiais, e o um equipamento Gleeble, que pertence a Universidade de Ohio.

33

Para a programao no dilatmetro, foi necessrio linearizar os ciclos. O controle dos

ciclos trmicos foi feito atravs de um termopar tipo K (cromel-alumel) de 0,2 mm de

dimetro, que foi soldado superfcie do corpo-de-prova.

O corpo-de-prova consistiu em um cilindro de 2mm de dimetro e 13 mm de

comprimento.

Neste forno o sistema de aquecimento do corpo-de-prova por radiao atingindo

velocidades de aquecimento mximas de 100C/s, e o resfriamento do corpo-de-

prova feito com um jato de nitrognio a velocidades de resfriamento de at 35C/s,

as quais variam dependendo do ciclo.

Foram feitas simulaes de cada uma das energias de soldagem com uma, duas e

trs camadas, com o objetivo de identificar como evoluiu a precipitao das fases com

os sucessivos passes.

Os mesmos ciclos simulados no dilatmetro foram tambm simulados num

equipamento Gleeble. Neste equipamento o corpo-de-prova um paraleleppedo de

6mm x 6 mm x 90 mm, no qual o aquecimento pode ser feito por efeito Joule, atingindo

taxas at 20.000 C/s. O resfriamento feito por conduo atravs de duas garras de

cobre resfriadas com gua, atingindo taxas de resfriamento de at 100C/s. O

controle do ciclo trmico se faz por computador atravs de um termopar tipo K ou S,

soldado na superfcie do corpo-de-prova.

4.2.5 Caracterizao microestrutural

Foi feita a caracterizao microestrutural dos materiais nos estados como-recebido,

tratado termicamente, soldas reais e com as simulaes trmicas. Foi utilizada a

microscopia tica, com o microscpio Olympus. Os corpos de prova foram atacados

usando ataque eletroltico com soluo 40% HNO3, com tenso de 1 V e tempo 3

minutos.

Os aos na condio tratado termicamente foram atacados tambm eletroliticamente

com soluo aquosa 10% KOH, a fim de identificar a fase sigma.

A frao volumtrica da ferrita presente nos materiais solubilizados foi medida

usando o Quantimet e o ferritoscpio. J a frao volumtrica da fase sigma nos

materiais tratados termicamente foi medida com o mtodo de contagem manual de

pontos segundo a norma ASTM E 562-8948.

34

4.2.6 Extrao de precipitados

Para a identificao das fases que podem precipitar durante a soldagem, recorreu-se

tcnica de extrao de precipitados mediante a dissoluo eletroltica da matriz.

Baseando-se nos mtodos desenvolvidos nas superligas a base de ferro e de

nquel49-5

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