Bruno Raphael

5/19/2018 Bruno Raphael

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SUSCEPTIBILIDADE A FRAGILIZAOPELO HIDROGNIO EM TUBOS DE AO

INOXIDVEL SUPER DUPLEX UNSS32750 SOB TENSO MECNICA.

Bruno Raphael de Souza da Silva

Projeto de Graduao apresentado aoCurso de Engenharia Metalrgica daEscola Politcnica, UniversidadeFederal do Rio de Janeiro, como partedos requisitos necessrios a obtenodo ttulo de Engenheiro Metalrgico.

Orientadores: Dilson Silva dos Santos

Leonardo Sales Arajo

Rio de Janeiro

AGOSTO/2011


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i

SUSCEPTIBILIDADE A FRAGILIZAO PELO HIDROGNIO EM TUBOS DE AOINOXIDVEL SUPER DUPLEX UNS S32750 SOB TENSO MECNICA.


PROJETO DE GRADUAO SUBMETIDO AO CORPO DOCENTE DO CURSO DEENGENHARIA METALRGICA DA ESCOLA POLITCNICA DA UNIVERSIDADEFEDERAL DO RIO DE JANEIRO COMO PARTE DOS REQUISITOS NECESSRIOSPARA A OBTENO DO GRAU DE ENGENHEIRO METALRGICO.

Examinada por:

Prof. Dilson Silva dos Santos, D. Sc.PEMM-COPPE/UFRJ - (Orientador)

Leonardo Sales Arajo, M. Sc.PEMM-COPPE/UFRJ(Co-Orientador)

Prof. Luiz Henrique de Almeida, D. Sc.PEMM-COPPE/UFRJ

RIO DE JANEIRO, RJBRASIL

AGOSTO de 2011


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ii

Silva, Bruno Raphael de Souza

Susceptibilidade a Fragilizao pelo Hidrognio em Tubos

de Ao Inoxidvel Super Duplex UNS S32750 Sob Tenso

Mecnica/ Bruno Raphael de Souza da Silva. Rio de Janeiro:

UFRJ/ Escola Politcnica, 2011.

VII, 94 p.: il.; 29,7 cm.

Orientador: Dilson Silva dos Santos

Co-Orientador: Leonardo Sales Arajo

Projeto de graduao UFRJ/ Escola Politcnica/ Curso

de Engenharia Metalrgica, 2011.

Referncias Bibliogrficas: p. 90-94.

1. Ao Inoxidvel Super Duplex 2. Fragilizao 3.

Hidrognio

I. Santos, Dilson Silva et al. Arajo, Leonardo Sales

II. Universidade Federal do Rio de Janeiro, UFRJ,

Engenharia Metalrgica III. Susceptibilidade a

Fragilizao pelo Hidrognio em Tubos de Ao

Inoxidvel Super Duplex UNS S32750 Sob Tenso

Mecnica.


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iii

Agradecimentos

Agradeo a Deus, por ter me concedido a sabedoria e a persistncia necessria para concluir o

Curso de engenharia.

Aos meus pais Maria Inez e Jos Ronaldo ao meu irmo Rmulo por serem a famlia que pedi a

Deus durante toda a minha vida, e por sempre terem me dado carinho, apoio e motivao nas

horas mais difceis de minha vida acadmica. Sem eles eu realmente no conseguiria alcanar

este objetivo.

Ao meu orientador de Projeto Final Prof. Dilson Silva dos Santos pelo apoio incondicional e pela

oportunidade de aprendizado.

A Leonardo Sales Arajo e ao Prof. Luiz Henrique de Almeida pelo acompanhamento e pelo

apoio nas interpretaes e revises.

A todos os professores do Departamento de Engenharia Metalrgica e de Materiais da

Universidade Federal do Rio de Janeiro pela dedicao.

Aos colaboradores da PROPMEC Mariana, Monique, Cntia, Snia, Camila, Denise, Gabriela,

Lo Roberto, Matheus, Alejandro e Luis pelo apoio e orientao na execuo do projeto.

Aos tcnicos Oswaldo, Nelson, Joo, Roberto, Robson, Larcio e Adriana pelo apoio nas

diferentes etapas da anlise.

Ao Departamento de Engenharia Metalrgica e de Materiais da Universidade Federal do Rio de

Janeiro, pela disponibilidade dos laboratrios de Microscopia tica, Microscopia Eletrnica de

Varredura e Propriedades Mecnicas, necessrios para os ensaios realizados neste projeto.

A todos os meus familiares que contriburam para minha formao como ser humano, em

especial aos familiares j falecidos, Delza e Walter meus avs maternos, Joo meu av paterno e

meu tio Jorge, aos quais gostaria de prestar esta grande homenagem.


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iv

Resumo do Projeto de Graduao apresentado ao DEMM/EP/UFRJ como parte

integrante dos requisitos necessrios para a obteno do grau de Engenheiro

Metalrgico.

Susceptibilidade a Fragilizao pelo Hidrognio em Tubos de Ao InoxidvelSuper Duplex UNS S32750 Sob Tenso Mecnica


Agosto/2011

Orientador: Dilson Silva dos Santos.

Os aos inoxidveis super duplex so uma boa escolha de material quando se

necessita de resistncia a ambientes agressivos, devido principalmente, alm da

excelente resistncia corroso e alta resistncia mecnica. Apesar disto, quando

expostos a meios agressivos, utilizam a proteo catdica como forma de garantir a

sua integridade em servio. Neste caso, as estruturas ficam susceptveis ao fenmeno

de trincamento sob tenso induzido pelo hidrognio. Neste estudo foi investigado a

fragilizao pelo hidrognio em tubos de ao inoxidvel super duplex de denominao

UNS S32750, carregados catodicamente sob tenso mecnica durante 160 horas em

soluo de 3,5% NaCl, utilizando diferentes correntes catdicas em cada amostra.

Foram utilizados tubos nas condies como recebido e como soldado. Aps a

hidrogenao, os corpos de provas foram submetidos imediatamente ao ensaio de

trao uniaxial para avaliar como o hidrognio inserido na microestrutura do material

afeta as suas propriedades mecnicas. As microestruturas foram analisadas

utilizando-se microscpio tico e microscpio eletrnico de varredura. Foram tambm

analisadas as fases presentes no material, em ambas as condies, por difratometria

de raios-X. Atravs do ensaio de polarizao foram realizadas as curvas andica e

catdica do material em soluo de 3,5% NaCl. A superfcie de fratura obtida aps os

ensaios de trao foram analisadas macroscopicamente e microscopicamente. Os

resultados experimentais indicaram que as perdas de propriedades mecnicas so

mais acentuadas nos tubos de ao inox super duplex que foram hidrogenados atravs

de maiores correntes de proteo catdica, principalmente para as amostras na

condio soldada.

Palavras chave:Ao Inoxidvel Super Duplex, Fragilizao, Hidrognio.


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v

Abstract of Undergraduate Project presented to DEMM/POLI/UFRJ as a partial

fulfillment of the requirements for the degree of Metallurgical Engineer.

Hydrogen Embrittlement Susceptibility in Super Duplex Stainless Steel Pipes

UNS S32750 Under Mechanical Stress.


Agosto/2011

Advisor: Dilson Silva dos Santos.

Super duplex stainless steels are a good choice of material when resistance to harsh

environments is needed, mainly due to excellent corrosion resistance and high

strength. Nevertheless, when exposed to corrosive environments, cathodic protection

is used in order to guarantee its integrity in service. In this case, the structures are

susceptible to the phenomenon of hydrogen induced stress cracking. In this work, it

was investigated the hydrogen embrittlement of tubes of super duplex stainless steel

UNS S32750, cathodically charged under tensile stress for 160 hours, submerged

3,5% NaCl solution, using different cathodic currents in each sample. The tubes were

used in two conditions: as received and as welded. After hydrogenation, the specimens

were submitted immediately to the uniaxial tensile test to evaluate how the hydrogen

inserted into the microstructure of the material affects its mechanical properties.

Microstructure was analyzed by optical microscopy and scanning electronic

microscopy. The phases present in the material were analyzed by X ray diffraction in

both conditions. Through the polarization test materials anodic and cathodic curves in

a solution of 3,5% NaCl were carried out. The fracture morphology after the tensile

tests were investigated macroscopically and microscopically. The experimental results

indicated that the loss of mechanical properties is more pronounced in tubes of super

duplex stainless steels that have been hydrogenated through higher cathodic currents,

especially for samples in the welded condition.

Keywords: Super Duplex Stainless Steel, Embrittlement, Hydrogen.


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vi

Sumrio

1. Introduo ............................................................................................................... 1

2. Reviso Bibliogrfica ............................................................................................. 32.1. Aos Inox Duplex e Super Duplex .................................................................... 3

2.1.1. Metalurgia dos AID ..................................................................................... 6

2.1.2. Propriedades Mecnicas ........................................................................... 10

2.1.3. Resistncia a Corroso ............................................................................. 13

2.2. Precipitao de fases em AID ....................................................................... 14

2.2.1. Fase Sigma ( ) .......................................................................................... 17

2.2.2. Fase Chi ( ) .............................................................................................. 19

2.2.3. Nitretos de Cromo ..................................................................................... 20

2.2.4. Carbonetos (M7C3e M23C6) ........................................................................ 22

2.2.5. Austenita Secundria ( 2) ........................................................................... 22

2.2.6. Alfa linha ( )............................................................................................. 25

2.2.7. Fase G ...................................................................................................... 25

2.2.8. Fase R ...................................................................................................... 26

2.2.9. Fase Pi ( ) ................................................................................................. 26

2.2.10. Precipitados ricos em Cobre (fase ) ....................................................... 26

2.3. Metalurgia fsica da soldagem dos AID .......................................................... 27

2.3.1. Zona Afetada pelo Calor (ZAC) .................................................................. 29

2.3.2. Zona Fundida (ZF) ..................................................................................... 33

2.4. Fragilizao pelo Hidrognio ......................................................................... 36

2.4.1. Teoria da fragilizao pelo hidrognio ....................................................... 36

2.4.2. Difuso e solubilidade do hidrognio em AID ............................................ 39

2.4.3. Mecanismo de difuso de hidrognio em AID ........................................... 41

2.4.4. Fragilizao em proteo catdica ............................................................ 42

2.4.5. Lei de Faraday .......................................................................................... 45

2.5. Principais Aplicaes dos AID ........................................................................ 46

2.6. Condies de trabalho na Indstria Offshore dos AID ................................... 46


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vii

3. Materiais e Metdos .............................................................................................. 48

3.1. Material como recebido .................................................................................. 48

3.2. Soldagem ....................................................................................................... 48

3.3. Caracterizao Microestrutural ....................................................................... 49

3.4. Difrao de Raios-X ....................................................................................... 50

3.5. Ensaio de Polarizao.................................................................................... 51

3.6. Ensaio de Hidrogenao Sob Tenso ............................................................ 51

3.7. Quantidade Terica de Hidrognio ................................................................. 53

3.8. Ensaio de Trao ........................................................................................... 53

3.9. Fractografia .................................................................................................... 54

3.10. Esquema Geral ............................................................................................ 54

4. Resultados e Discusso ....................................................................................... 55

4.1. Caracterizao Microestrutural ...................................................................... 55

4.2. Difrao de Raios-X ...................................................................................... 65

4.3. Ensaio de Polarizao ................................................................................... 67

4.4. Quantidade Terica de Hidrognio ................................................................ 68

4.5. Ensaio de Trao .......................................................................................... 69

4.6. Fractografia ................................................................................................... 74

4.7. Consideraes Gerais .................................................................................... 86

5. Concluses ........................................................................................................... 89

6. Referncias Bibliogrficas ................................................................................... 90


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1

1. INTRODUO

A escassez do petrleo e seu preo elevado possibilitam a extrao destes em

ambientes mais agressivos, onde a produo martima de petrleo e gs est em

constante movimento para guas mais profundas. Pode-se citar por exemplo, as

reservas de petrleo encontradas na camada de pr-sal do litoral brasileiro. So

reservas de petrleo classificadas de mdia a alta qualidade, segundo a escala API,

com profundidades que variam de 1000 a 2000 metros de lmina dgua e entre 4000

e 6000 metros de profundidade no subsolo, chegando a, portanto, at 8000 metros da

superfcie do mar, incluindo uma camada de sal que varia de 200 a 2000 metros.

Por isto, o desenvolvimento de ligas de maior resistncia mecnica e

corroso tornou-se o objetivo de vrios fabricantes, para atender s exigncias atuais

da indstria petrolfera. Um dos materiais modernos de maior destaque nas

propriedades de resistncia corroso e mecnica em relao ao custo, e cuja

demanda cresce a cada ano na indstria petrolfera, so os aos inoxidveis super

duplex. Esta nova classe de aos possibilita que os equipamentos fiquem mais leves,

devido maior resistncia mecnica, e com maior vida til, favorecida pela resistncia

corroso. Sendo assim, os aos inoxidveis super duplex tornaram-se

potencialmente uma excelente alternativa em relao aos aos inoxidveis ferrticos e

austenticos.Entretanto, os aos inoxidveis da famlia duplex, quando expostos a um meio

agressivo, utilizam, em alguns casos, proteo catdica como forma de garantir a

integridade da estrutura. Em conjunto com solicitaes mecnicas e microestrutura

desfavorvel podem vir a apresentar o fenmeno de trincamento sob tenso induzido

pelo hidrognio (HISC Hydrogen Induced Stress Cracking).

Aliado nova tendncia da indstria petrolfera, presume-se que o aumento da

presso hidrosttica influenciar na gerao de hidrognio pela proteo catdica e a

possibilidade de difuso do mesmo para estrutura. A presso hidrosttica da guaaumenta 1 bar (0,1 MPa) para cada 10 m. Um aumento na profundidade da lmina de

gua necessitar da aplicao de maiores densidades de corrente para realizar uma

proteo efetiva. O resultado disto um aumento na quantidade de hidrognio gerado

na superfcie do componente. Acredita-se tambm que a qualidade do filme de xido

protetor na superfcie do material menos resistente em maiores profundidades [1].

A resistncia, com respeito s estruturas de aos inoxidveis usados em

componentes subaquticos, tem sido uma preocupao h muito anos, onde foram

reportados casos de falhas em campo [2]. Como o aparecimento de trincas emestruturas fabricadas com esse tipo de material pode ser inevitvel, torna-se evidente


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2

a importncia da avaliao da resistncia dos materiais em relao concentrao

crtica de hidrognio, que causar falhas adiantadas nos meios que viro a ser

utilizados. A estimativa de uma concentrao crtica de hidrognio presente na

microestrutura do material poder determinar o tempo de vida til dos equipamentos,

bem como as condies de segurana na operao destes.

O objetivo deste trabalho foi avaliar como o hidrognio inserido na

microestrutura do ao inoxidvel super duplex de denominao UNS S32750 afeta as

propriedades mecnica do material, durante solicitao mecnica em trao, abaixo

do limite de escoamento, em soluo aquosa 3,5% de NaCl com proteo catdica. Ao

aplicar diferentes valores de densidade de corrente de proteo catdica, so

investigadas as perdas de propriedades sofridas para cada amostra durante o ensaio

de trao uniaxial.

Para a anlise da microestrutura, formao de fases deletrias e propriedades

de resistncia corroso, as amostras foram investigadas por microscopia tica,

microscopia eletrnica de varredura, difrao de raios-X e ensaio de polarizao. Aps

o tratamento de hidrogenao sob tenso, os tubos foram ensaiados em trao

uniaxial para avaliar como as suas propriedades mecnicas eram afetadas pelo

hidrognio. Para estudar os micromecanismos de fratura, a superfcie de fratura dos

corpos de prova de trao forma analisadas no microscpio eletrnico de varredura.


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3

2. REVISO BIBLIOGRFICA

2.1. Aos Inox Duplex e Super Duplex

Os aos inoxidveis duplex (AID) foram desenvolvidos como alternativa aos

aos inoxidveis austenticos, para aplicaes que exigem elevadas propriedades de

resistncia mecnica e resistncia a corroso, sejam na indstria offshore, qumica,

petroqumica, de papel, alimentcia, farmacutica, entre outras [3].

Os AID so ligas baseadas no sistema Fe-Cr-Ni. Compostas por cromo (20% a

30%) e nquel (5% a 10%), com a adio de molibdnio, nitrognio, cobre e

tungstnio e baixo teor de carbono (geralmente menor que 0,03%). Estas ligas

possuem uma microestrutura bifsica de ferrita, com estrutura CCC, denotada por ,

e austenita com estrutura CFC, denotada por [4]. Os AID so projetados para

possuirem um balano equivalente entre as fraes volumtricas das fases, ou seja,

50% de ferrita com 50% de austenita. A quantidade de cada fase ser funo da sua

composio qumica, do tratamento termomecnico e do tratamento trmico realizado

[2] .

Os elementos de liga adicionados so, ou formadores de austenita ou

formadores de ferrita. Como o nome sugere, certos elementos favorecero uma maiorproporo de austenita e outros favorecero a ferita. Entre a maioria dos elementos de

liga nos AIDs, Cr, Mo, Si, Nb, V, W, Ti, Ta e Al so formadores da ferrita, ao passo que

Ni, C, N, Cu, Mn e Co so formadores da austenita [5]. O balano entre elementos

formadores de austenita e ferrita ser uma das variveis que ditar a microestrutura do

material.

As propriedades dos AID derivam de ambas pores ferrtica e austentica. Os

aos inox austenticos possuem excelente soldabilidade e baixa temperatura de

transio dctil-frgil, enquanto sua resistncia ao trincamento sob tenso por cloretose resistncia mecnica so relativamente pobres. Aos inox ferrticos possuem alta

resistncia ao trincamento sob tenso por cloretos mas com baixa tenacidade,

principalmente na condio como soldado.

Se o balano de fases significativamente alterado e as duas fases no se

encontram mais em propores similares, a perda de propriedades do material pode

ser relevante. Assim, se a proporo de austenita aumenta, a resistncia a corroso

sob tenso e a resistncia mecnica diminuem. Por outro lado, se a proporo de

ferrita aumenta, diminui a tenacidade a fratura do material [3]. Com a tabela 1 abaixo,


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4

podemos comparar as principais propriedades dos aos inoxidveis austenticos (AIA)

e aos inoxidveis ferrticos (AIF) com os aos super duplex.

Tabela 1Comparao entre as principais propriedades dos aos inoxidveis

super duplex, ferrticos e austenticos

.As vantagens especficas oferecidas pelos AID em relao aos aos

inoxidveis austenticos so a resistncia ao escoamento (aproximadamente o dobro),

a maior resistncia ao trincamento de corroso sob tenso por cloretos e a maior

resistncia corroso por pites. A soldabilidade superior aos aos inoxidveis

ferrticos, mas geralmente no to boa como a dos materias austenticos [4].

A composio qumica tambm possui grande influncia na resistncia a

corroso dos AID. Para determinar a extenso da resistncia corrosso por pites

oferecida pelo material, o ndice PRE (Pit Resistance Number) normalmente usado,

calculado pelas equaes 1 e 2. A diferena entre as duas equaes que a segunda

leva-se em considerao o efeito do tungstnio.

PREN= %Cr + 3,3%Mo + 16%N (Eq. 1)

PREW= %Cr + 3,3(%Mo + 0,5%W) + 16%N (Eq. 2)

Pro p ri edad es Ao Ino x Ferrtic o Ao Ino x Aus tentic oAo Ino x

Duplex

Resistncia a

Corroso

Baixa a resistncia corroso generalizada

e oxidao. Altaresistncia corroso

sob tenso

Boa resistncia

corroso. Baixa

resistncia corroso

sob tenso

Boa resistncia corroso

localizada porpites e frestas.

Alta resistncia corroso sob

tenso.Soldabilidade Baixa soldabilidade Alta soldabilidade Soldabilidade

intermediria

Resistncia

Mecnica

Limite de escoamentointermedirio, menorlimite de resistncia e

menor ductilidade

Menor limite deescoamento, limite de

resistnciaintermedirio e maior

ductibilidade

Maior limite deescoamento,

maior limite deresistncia eductibilidadeintermediria

Estrutura

CristalinaCCC CFC CCC e CFC

Magnticos Sim No Sim


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5

Os AID com maiores teores de Cr, Ni, Mo e N e com adies menores de Cu e

W alcanam um valor PRE 40, apresentando propriedades mais nobres, e so

denominados de aos inoxidveis super duplex (AISD) [4, 6, 7]

Em segida, apresenta-se a tabela 2 com a composio qumica dos principais

aos inoxidveis duplex e super duplex comerciais e a figura 1 com comparao entre

os valores de PRE das diferentes classes de aos inoxidveis.

Tabela 2Composio e valores do ndice PRE para os principais aos inoxidveisduplex e super duplex comerciais. Adaptado de [4].


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6

Figura 1Classificao PRE de acordo com as famlias de aos inoxidveis.Adaptado de [8].

2.1.1. Metalurgi a do s AID

O total de fases identificadas no sistema ternrio Fe-Cr-Ni so quatro, sendo

trs delas de soluo slida e a quarta de natureza intermetlica. As fases de soluo

slida so a austenita ( ); ferrita ( ); e , estrutura CCC rica em cromo. A ltima fase

chamada de sigma ( ), fase intermetlica de estrutura tetragonal, sendoextremamente dura, frfil e no magntica [5, 6].

Na figura 2, observam-se os campos bifsicos 1300 C, onde a presena de

ferrita e austenita possvel. Portanto, o desenvolvimento da estrutura duplex pode

ocorrer pela escolha correta de composies e da execuo de tratamento de

solubilizao seguido de um resfriamento rpido. Equivalente raciocnio pode ser

desenvolvido para sees isotrmica a menores temperaturas, ilustrado na figura 3,

onde o campo de estabillidade entre as duas fases aumenta com a reduo da

temperatura para 1000 C [5,6].


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7

Figura 2Seo isotrmica a 1300 C do ternrio Fe-Cr-Ni. Adaptado de [6].

Figura 3Seo isotrmica a 1000 C do ternrio Fe-Cr-Ni. Adaptado de [6].


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8

Contudo, o equilbrio entre as duas fases pode ser melhor observado utilizando

um diagrama pseudo-binrio. Como na maioria dos AID a porcentagem de Fe

aproximadamente 70%, retira-se uma seo vertical do diagrama ternrio

considerando o ferro costante e variando as porcentagens de nquel e cromo. A figura

4 mostra esquematicamente a evoluo microestrutural de um AID de composio

tpica durante a solidificao no equilbrio. A liga solidifica-se totalmente na estrutura

ferrtica em torno de 1400 C. Durante o resfriamento, parte desta ferrita transforma-

se, no estado slido, em austenita, sendo que a transformao reversvel. Desta

forma, em temperatura ambiente, forma-se uma estrutura bifsica, caso as condies

de resfriamento impeam a formao de outras fases, que sero discutidas

posteriormente [5, 9].

Figura 4Seo vertical com ferro constante (70%) do diagrama ternrio Fe-Cr-Ni.Adaptado de [5].

A previso da microestrutra de um AID complicada, j que o digrama de

fases ternrio Fe-Cr-Ni no leva em considerao a influncia de outros elementos de

liga presentes que afetam a quantidade de ferrita e austenita formada. Por

conseguinte, diversos pesquisadores desenvolveram formulaes empricas que

relacionam a relativa eficincia dos elementos em estabilizar a ferrita, em comparao

com a eficincia do cromo, expressa em termos do Cromo equivalente (Creq).


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9

Elementos que estabilizam a austenita so expressos em termos de Nquel

equivalente (Nieq) [5, 9].

Os valores de cromo equivalente e nquel equivalente podem ser calculados a

partir das equaes 3 e 4 [5, 6, 9]:

%Nieq= %Ni + 0,5%Mn + 30(%C + %N) (Eq. 3)

%Creq= %Cr + %Mo + 1,5%Si + 0,5%Nb (Eq. 4)

Considerando a composio qumica mdia do ao super duplex SAF 2507:

25,0% Cr7% Ni4,0% Mo1,2% Mn0,8% Si0,28% N0,03% C [6], obtm-se

Nieq = 16,9% e Creq= 30,2%. Ao considerar esses valores iguais a %Ni e a % Cr,

verifica-se ,atravs de linhas auxiliares, que na seo isotrmica a 1100 C

(representada na figura 5) as composies de Nie Crformam uma estrutura duplex.

A nucleao e o crescimento da fase austentica um processo difusional, ou

seja, se durante um resfriamento do campo ferrtico no houver tempo suficiente para

os elementos de liga formadores de austenita se difundirem para realizar a

transformao , a formao de austenita pode ser parcialmente impedida.

Portanto, a transformao no depende somente do equlbrio entre Nieq e Creqmas

tambm da cintica da reao.

Figura 5Seo isotrmica a 1100 C do ternrio Fe-Cr-Ni, mostrando as tie-linesno campo +. A interseo entre as linhas auxiliares representa a composio (em

%Cr e %Ni) do ao SAF 2507. Adaptado de [6].


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2.1.2. Propr iedad es Mecnic as

As propriedades mecnicas de um AID reflete as propriedades mecnicas

individuais das fases ferrita e austenita. Para aproximadamente a mesma

porcentagem de intersticiais, analisando os AIF e AIA, geralmente os ferrticospossuem maior limite de escoamento do que os AIA. A ferrita, portanto, tem o efeito de

crescimento do limite de escoamento quando combinado a fase austentica para

formar um AID, principalmente a baixas temperaturas [5, 6, 9].

Como observa-se na figura 6, o valor do limite de escoamento apresentado

pela estrtura duplex maior do que os austenticos e ferrticos, sendo assim, uma

suposta lei de mistura linear com base nas fraesvolumtricas de ferrita e austenita

e de suas respectivas resistncias quando em ligas monofsicas no pode ser

aplicada para o clculo da resistncia a trao dos AID [9]. Esse fato deve-se, emparte, ao efeito de disperso de partculas de segunda fase (austenita) na matriz

ferrtica, e contribuio do menor tamanho de gro da estrutura duplex (como pode

ser visualizado pela conhecida relao de Hall-Petch, mostrada na equao 5) [6, 9].

Figura 6Comparao do comportamento em tenso uniaxial dos aos inixodveisduplex, ferrtico e austentico. Adaptado de [10].

Tenso[MPa]

Deformao [%]


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11

y= 0+ kyd-1/2 (Eq. 5)

Em relao ao limite de resistncia trao, conforme figura 7, observa-se que

ele apresenta uma tendncia inversa ao do limite de escoamento com relao a

porcentagem de ferrita, ou seja, o limite de resistncia a trao tem uma tendncia de

diminuir com o aumento da frao volumtrica de ferrita [9].

Figura 7Depedncia do limite de resistncia dos aos inoxidveis duplex comrelao a porcentagem em volume de ferrita para diferentes temperaturas. Adaptado

de [6].

Os AID apresentam boa tenacidade em temperaturas suficientemente baixas

para a a maioria das aplicaes em engenharia, mas estas ligas no devem ser

usadas em servios criognicos. Para este tipo de aplicao as ligas devem ser

totalmente austenticas. Conforme apresentado na figura 8, a tenacidade e a

temperatura de transio dctil-frgil dos AID e AISD variam conforme a frao

volumtrica de ferrita presente na microestrutura. Quanto maior a quantidade de ferritamenor ser a tenacidade e, consequentemente, a temperatura de transio desloca-se

-129 C

Limite

deResistnciaaTrao

ksi

Percentagem em volume de ferrita [%]

-196 C

-77 C

21 C


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12

para temperaturas maiores [2]. Este efeito acontence em funo da clivagem ocorrer

na fase ferrtica [5].

Figura 8Depedncia da energia de impacto de AID em relao a percentagem emvolume de ferrita. Adaptado de [2].

Quando a frao volumtrica de ferrita excede cerca de 60 a 70% a energia

absorvida no impacto decresce rapidamente. Deve-se considerar, entretanto, que nos

aos duplex, a austenita e a ferrita so conformadas em forma de lamelas na direo

de laminao e a tenacidade depender da orientao tomada. A mxima tenacidade

obtida quando a propagao da trica ocorre transversalmente a posio das lminas,

ou seja, a direo de laminao [5].

Portanto, as propriedades mecnicas dos aos inoxidveis duplex dependem

da quantidade de ferrita e austenita, da morfologia dessas fases, da orientao delas

com relao s tenses aplicadas ou com o plano de fratura e de suas exatas

composies qumicas. Ademais, as propriedades variam com a temperatura e a taxa

de deformao, isso sem levar em considerao um outro fator que a presena de

fases adicionais [9]. A influncia de fases deletrias no comportamento mecnico dos

AID ser discutido adiante.


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13

2.1.3 . Resis tncia Co rroso

A marcante resistncia corroso dos aos inoxidveis de alto desempenho

no se deve somente ao seu elevado teor de elementos de liga, onde a concentrao

crtica de cromo permite a formao de um filme fino de xido protetor, cuja espessura

da ordem de ngstrons, isolando o material do ambiente no qual se encontra imerso,

mas tambm aos efeitos sinrgicos relacionados interao entre o alto teor de cromo

e outros elementos de liga [7].

Por exemplo, at mesmo uma pequena quantidade de nquel em um ao

ferrtico alto cromo extender consideravelmente a sua passividade em cidos

redutores. O molibdnio torna-se um agente mais efetivo em resistir corroso por

pites em meio contendo os de cloreto a medida que a porcentagem em peso de

cromo aumenta [11].

Portanto, estes materiais so importantes para o uso em plataformas offshore,

em aplicaes que envolvem o bombeamento de gua produzida, ou seja, gua do

mar contendo elevada concentrao de ons (Cl-), CO2, gs sulfdrico (H2S) e ons de

HS-e S2-, entre outros, em temperaturas variando desde 40 C at 80 C [12].

Os AID possuem boa resistncia corroso localizada, por pites e frestas.

Estes aos foram principalmente desenvolvidos para melhor resistir corroso sob

tenso por cloretos, sendo bem superior a dos aos inoxidveis austenticos, devido

principalmente presena da fase ferrtica, que interage mecanicamente e

eletroquimicamente com a fase austentica, diminuido a susceptibilidade a este tipo de

corroso [2].

A figura 9 compara resistncia a corroso sob tenso de alguns aos

inoxidveis austenticos com alguns AID (UNS S31803 e UNS S32304) e um AISD

(UNS S32750) em funo da temperatura e concentrao de cloreto, em meio neutro

com concentrao aproximada de 8 ppm de O2 em soluo. As tenses aplicadas

durante o ensaio foram da ordem do limite de escoamento dos materiais. Abaixo dalinha pontilhada o material no sofre trincamento associado ao fenmeno [2].


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14

Figura 9Resistncia corroso sob tenso em funo da temperatura econcentrao de ons de cloreto. Adaptado de [4].

2.2. Preci pi tao de fas es em AID

Alm da austenita e ferrita, uma variedade de fases secundrias indesejveis

podem se formar nos AID, em temperaturas que variam de 300 C a 1000C e que

causam, frequentemente, a perda de tenacidade e o decrscimo na resistncia

corroso. A exposio do material nestas temperaturas pode ocorrer como resultado

das condies de servio, tratamentos trmicos e a ciclos trmicos devido s

operaes de soldagem. Por esta razo, recomenda-se que a temperatura superior de

aplicao dos AID seja de 280 C para materiais no soldados e de 250 C paramateriais soldados [2].

A figura 10 mostra o diagrama tempo-temperatura-transformao (TTT) para os

AID, explicitando duas faixas de temperaturas distintas para o surgimento de diversas

fases secundrias.

Temperatura[C]

Temperatura[F]

Concentrao de os cloreto (Cl-) [ppm]


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15

Figura 10Diagrama TTT esquemtico para precipitao de fasessecundrias em AID. Adaptado de [5].

Na faixa entre 300 C e 600 C, o aparecimento da fase alfa linha ( ) (ou

fragilizao 475 C) a de maior relevncia [2, 13]. Na segunda faixa, que se

encontra entre 600C e 1000C, a fase sigma ( ) a mais deletria, devido a sua

grande frao volumtrica e sua influncia nas propriedades mecnicas e de corroso

[2, 5, 7, 9, 13-15].

Segundo LEITE [2], o fenmeno de precipitao de fases secundrias em

termos da cintica em AID extremamente favorecida pelo aumento nos teores deelementos de liga nestes materiais. A figura 11 mostra a cintica de precipitao de

fases com relao a especificao UNS (unified number system) das ligas duplex. As

ligas UNS S32520 e UNS S32550 so considerados AISD em comparao s

restantes, que so apenas duplex e, consequentemente, menos ligadas.

Tempo [min]

Carboneto M7C

3, nitreto CrN (ZTA)

Fase

Nitreto Cr2N Fase Fase

2

Carboneto M23

C6

Fase R

Fase Fase (Cu) Fase Fase G

Tem

eratura

C


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16

Figura 11Diagrama esquemtico TTT para os AID e AISD com relao aalgumas ligas e suas respectivas composies qumicas. Adaptado de [2].

NILSON et al. [10] estudaram a a precipitao de fases deletrias nos AID e

determinaram experimentalmente para o AISD SAF 2507 (UNS S32750) as curvas

TTT de precipitao algumas das fases intermetlicas, conforme figura 12.

Figura 12Diagrama TTT experimentalmente determinado do SAF 2507mostrando as curvas de precipitao do Cr2N, fase , fase , fase R e . Adaptado de

[10].

Temperatura[C]


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17

Devido a precipitao de fases nos AID, occorre uma grande reduo na

resistncia ao impacto destes materiais, fazendo com que os mesmos se tornem

frgeis do ponto de vista de tenacidade. Isto devido a m deformabilidade das fases

por causa da sua baixa fora de ligao metlica [13].

A seguir, sero discutidas as principais fases secundrias encontradas nos

AID, bem como os seus respectivos efeitos nas propriedades:

2.2.1. Fase Sigma ()

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

frao volumtrica observada na soldagem e sua influncia nas propriedades

mecnicas e de resistncia corroso. A fase sigma no magntica e intermetlica,

com estrutura cristalina tetragonal e, basicamente, composta por ferro, cromo e

molibdnio [5, 13].

Normalmente a fase sigma precipita-se entre 600 e 1000 C onde, nos AID, a

ferrita metaestvel. A ferrita possui um teor mais elevado dos elementos formadores

da fase sigma, por exemplo, o cromo e o molibdnio. Dessa forma, o mecanismo de

precipitao da fase sigma se d principalmente pela decomposio da ferrita. O

mecanismo de precipitao uma transformao eutetode + 2. Adenominao da fase obtida como austenita secundria ( 2) permite uma explcita

separao da fase austentica que nucleia-se em condies controladas de

solidificao.

A reao de formao de fase ocorre por nucleao, apresentando uma

curva de transformao em C esquematizado na figura 13 . Como o diagrama TTT

mostra, a taxa de mxima precipitao pode ser encontrada entre 850 e 900 C. De

acordo com a temperatura de precipitao, a morfologia de precipitao da fase sigma

muda. Em baixa temperatura de precipitao (750C), uma estrutura de tipo coraisde fase sigma pode ser encontrada.


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18

Figura 13 Diagrama TTT e morfologia da fase em relao a temperatura derecozimento isotrmico; (a) 950 C, (b) 850 C, (c) 750 C. Adaptado de (13).

Nesta faixa de temperaturas, a quantidade de ncleos de fase sigma no incio

da precipitao maior, devido as pequenas distncias de difuso percorridas pelos

elementos de liga formadores de em menores temperaturas de precipitao.

Portanto, menores velocidades de difuso causam supersaturao local e levam a

uma maior disperso de precipitados. Um comportamento de precipitao diferente

pode ser observado em temperaturas mais altas (>950 C). A fase sigma maior e

mais compacta nessas temperaturas, resultado de uma menor taxa de nucleao,

resultado de uma maior taxa de difuso em altas temperaturas. A transio na forma e

tamanho de partculas encontrada em tempraturas intermedirias, por exemplo, a

850 C.

A precipitao do intermetlico sigma acompanhado pela formao de uma

nova fase austentica ( 2). A medida que a fase sigma precipita-se, enriquece de

cromo e molibdnio. E simultaneamente o nquel difunde-se para a ferrita. O

enriquecimento de elementos estabilizadores de austenita na ferrita e a perda de

elementos estabilizadores de ferrita conduz a uma ferrita instvel, transformando-seem 2. Esta austenita pobre em cromo e molibdnio.


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19

POHL et al. [13] em seu trabalho cita que clculos e tcnicas de anlise

executadas por KOBAYASHI e WOLYNEC mostram que a quantidade de cromo na 2

cai para valores menores que 11% em peso, tornando essa fase susceptvel

corroso. As menores concentraes de cromo e molibdnio no so o nico fator

responsvel pela corroso. A vizinhana de fases mais nobres promover uma

extensiva dissoluo andica da 2, principalmente em meios altamente corrosivos.

As propriedades mecnicas dos AIDs tambm so seriamente prejudicadas

com a precipitao da fase sigma. Os precipitados aumentam a dureza e diminuem a

ductilidade e tenacidade do substrato. A dureza pode atingir nveis de 900 a 1000 HV.

O limite de escoamento e o limite de resistncia a trao aumentam ligeiramente, mas

o alongamento pode cair de 40% para 7% [2, 5]. A tenacidade tambm bastante

afetada. Conforme apresenta a figura 14, a precipitao de 1% de leva a de enegia

de impacto Charpy cair em um tero do valor em relao ao do material solubilizado e

temperado [13].

Figura 14Influncia da precipitao e mofologia de nos valores de impacto de barraentalhadas. Adaptado de [13].

2.2.2. Fase Chi ()

geralmente encontrada em AISD mas, normalmente em menores

quantidades do que a fase sigma. Entretanto, to deletria s propriedades quanto a

fase sigma. A fase chi no apenas possui um percentual de Cr similar, em relao a

EnergiadeImpactoC

harpy[J]

Frao de fases intermetlicas [%]


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20

fase sigma, mas um teor de Mo maior, cerca de 20%, tornando a fase chi mais

prejudicial resistncia corroso por pite do que fase sigma. Mas como a fase chi

geralmente coexiste com a fase sigma, torna-se difcil de separar os efeitos nocivos de

cada fase sobre as propriedades mecnicas e de resistncia corroso.

As fases e no so distinguivis no micrscopio tico, mas a fase chi pode

ser identificada usando difrao de eltrons em um Microscpio Eletrnico de

Transmisso (MET). Contudo , identificaes podem ser feitas tambm no Microscpio

Eletrnico de Varredura (MEV) utilizando eltros retroespalhados, como pode se

observar na figura 15. A fase chi causa um maior constraste na imagem do que a fase

sigma.

Figura 15Precipitao da fase e crescimento da fase em um AISD fundido[13].

A fase chi precipita-se na faixa de 700 a 900 C, atingindo o mximo da sua

cintica de precipitao na faixa de 800 a 850 C. Entretanto, aps um longo tempo de

envelhecimento a fase chi se transformar na fase sigma.

2.2.3. Nitretos de Crom o

A precipitao de nitretos de cromo tem se tornado um dos assuntos mais

importantes para os AID e AISD devido a evoluo destes materiais com o aumento

de nitrognio em soluo. A formao de Cr2N ocorre na faixa de temperatura de 700

a 900 C durante resfriamento rpido ou tratamentos trmicos isotrmicos. No primeiro

caso, as partculas de Cr2N precipitam-se, em sua maioria, intragranularmente e, em

ltimo caso, intergranularmente nos contornos de gro / ou / . O Cr2N pode

precipitar-se simultaneamente com a austenita secundria ( 2), retirando cromo da

matriz, onde, nessas condies, compromete a resistncia a corroso por pite [16].


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21

Segundo LEITE [2], em AID e AISD os nitretos de cromo precipitam-se na

forma de bastonetes de Cr2N ou de plaquetas de CrN. A formao destes nitretos

ocorre durante resfriamento rpido a partir de temperaturas elevadas, frequentemente

onde o nitrognio se encontra solubilizado, devido a supersaturao da fase ferrtica

em baixas temperaturas. Se a quantidade de austenita formada durante o resfriamento

for tal que se aproxime da condio de equilbrio, praticamente todo o nitrognio

estar na soluo austentica devido a partio deste elemento na liga. Como

consequncia, a quantidade de nitretos de cromo precipitado na ferrita praticamente

nula. Porm, se a fase austenita for suprimida, o nitrognio encontra-se em soluo

slida super saturada na ferrita, precipitando nitreto de cromo em sua matriz. A figura

16 mostra o efeito da temperatura na solubilidade do nitrognio para a fase ferrtica e

austentica.

Figura 16Solubilidade do nitrognio em funo da temperatura para fase austenticae ferrtica [17].

Apesar do Cr2N, com estrutura hexagonal, ser o tipo de nitreto predominante, o

CrN, com estrutura cbica, tambm foi observado na zona termicamente afetada de

soldas do ao tipo 2205. O efeito do nitreto de cromo nas propriedades mecnicas e

de corroso difcil de ser separado do efeito da fase , visto que e Cr2N

frequentemente coexistem [9].


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22

2.2.4. Carbetos (M7C3e M23C6)

Os carbetos M7C3 precipitam-se em contornos de gro / em temperaturas

entre 950 e 1050 C, de acordo com a figura17. J abaixo de 950 C, o carbeto que se

precipita o M23C6, possuindo uma cintica de precipitao bastante acelerada. Os

carbetos precipitam-se predominantemente em contornos / , mas tambm podem

estar presentes em contornos / e / e, em menor grau, dentro dos gros de ferrita e

austenita. Entretanto, a precipitao de carbetos torna-se menos importante em AISD,

onde a porcentagem de carbono muito baixa. O SAF 2507, por exemplo, no revelou

precipitados de carbetos de qualquer natureza. Portanto, a corroso intergranular

causada pela precipitao de carbetos parece ser improvvel nos modernos AISD

[16].

Figura 17Micrografia de uma liga duplex aps um minuto a 750C, mostrando aprecipitao de carbetos nos contornos de gro / (9600x)[5].

2.2.5. Au st enit a Secundria (2)

Como j foi discutido, os AID solidificam-se completamente com estrutura ferrtica.

E durante o resfriamento parte desta fase tranforma-se em austenita primria ( 1).

Caso este resfriamento seja acelerado, a formao de 1 pode ser prejudicada,

originando uma microestrutura metaestvel de elavado teor de ferrita. Sendo assim,

durante um processo de reaquecimento, seja por tratamento trmico ou devido a umprocesso de soldagem, a austenita secundria ( 2) precipita-se a partir da ferita.


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23

No metal de solda de um AID so distinguidos dois tipos de 2. A primeira delas

forma-se na interface / , na faixa de temperaturas de 800 a 900 C, sendo resultantes

do crescimento de partculas preexistentes de , porm com composio qumica

distinta. O outro tipo forma-se no interior do gro ferrtico, com a forma de finas

partculas acirculares, conforme figura 18, na faixa de temperatura de 800 a 1000 C,

onde as discordncias e incluses atuam como stios preferencias para nucleao [5].

Figura 18Micrografia da austenita secundria no metal de solda de uma liga superduplex (1000x). Ataque eletroltico: cido sulfrico [6].

A 2tambm pode se precipitar em conjunto com as fases intermetlicas ricas

em cromo, tais como a fase sigma, o carboneto Cr23C6 e o nitreto Cr2N [5, 9]. O

empobrecimento de cromo na ferrita ao redor desses precipitados desestabiliza a

ferrita transformando-se em austenita.

Segundo discutido por PINTO [9], o crescimento da 2ao redor de carbonetos e

fase sigma, tem ocorrido de trs diferentes modos, sendo eles:

a. Um crescimento lamelar casado com o crescimento do carboneto a partir da

interface / , dando origem a reao eutetode Cr23C6+ 2. A precipitao

dos carbonetos retira cromo da ferrita e, desta forma, a ferrita empobrecida em

cromo transforma-se em 2, transformao que, por sua vez, rejeita cromo para

a ferrita adjacente, permitindo o crescimento dos carbonetos. Estabelece-se,

portanto, o crescimento cooperativo das duas fases. Posteriormente, devido

reduo do teor de C nos AIDs, a precipitao de carbonetos limitada, dando

origem a segunda reao eutetode do tipo + 2 (4, 6).


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24

b. Precipitao de carbonetos no formato de larva na interface original /,

seguida do crescimento de 2dentro da ferrita. O motivo pelo qual a 2 cresce

em direo ferrita, d-se pelo fato dos tomos de carbono e cromo estarem

difundindo-se em direo aos carbonetos, que tambm esto crescendo.

Assim, a relao Creq/Nieq na ferrita fica reduzida a tal ponto que favorece a

expanso da 2[5, 7].

c. A austenita cresce na salincia da fase sigma, que principalmente induzida

pelo empobrecimento do cromo ao redor da fase sigma. A figura 19 mostra

esquematicamente esses modos de crescimento da 2.

Figura 19- Modos de crescimento da 2associada a precipitao de carbonetos(M23C6) ou fase , sendo: (a) crescimento lamelar casado com o crescimento do

carboneto; (b) somente a 2cresce deixando para trs carbonetos do tipo larva; (c)a austenita cresce nas salincias da fase [9].


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25

Segundo PINTO [9], no caso da austenita secundria se formar juntamente com a

precipitao de Cr2N em contornos de gro / , tem sido estabelecido ser a 2 pobre

em cromo. Isto causa a perda de balano qumico entre ferrita e austenita e perda de

resistncia a corroso local na liga , facilitando a ocorrncia de corroso por pites

nessas reas.

2.2.6. Al fa lin ha ( )

A fase est associada formao de uma fase rica em cromo, e com

estrutura cristalina CCC. Este fenmeno de fragilizao resulta da separao da

ferrita, de ligas Fe-Cr, em uma fase rica em Fe e uma fase rica em Cr. Esse tipo

de fragilizao tem sido observado em aos ferrticos e duplex, em temperaturas

abaixo de aproximadamente 500 C [9, 16].

A formao de pode ocorrer por dois mecanismos: nucleao e crescimento,

quando o teor de cromo na ferrita baixo; e decomposio espinoidal quando o teor

de cromo nesta mesma fase alto [2, 5, 6].

Verifica-se que a resulta em um aumento da resistncia trao e dureza,

diminuindo a ductilidade, a resistncia ao impacto, resistividade eltrica e resistncia a

corroso da ferrita [2]. Tem sido verificado que cromo, molibdnio e cobre promovem afragilizao a 475 C [9, 16].

A cintica de formao da fase consideralvemente mais lenta que do que

as fases que se precipitam em altas temperaturas ( e ). Sendo assim, improvvel

que a fragilizao a 475 C ocorra no resfriamento do processo de soldagem de

estruturas em AID e AISD [2].

2.2.7. Fase G

Outros tipos de fase podem aparecer nos AID entre 300 e 600 C. Dentre estas

podemos destacar os precipitados com composio baseada em nquel, silcio e uma

maior quantidade de molibdnio denominada fase G. Composta de partculas da

ordem de 1 a 10 nanmetros, ocasionalmente alcanando 50 nm. Aos inoxidveis

contendo molibdnio mostram uma precipitao mais uniforme do que os que no

contm em sua composio. Estas partculas de fases G precipitam-se

preferencialmente em stios de discordncias e nas interfaces / em AID. Sua


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26

composio depende dos elementos presentes no ao e das condies de

envelhecimento. A concentrao total dos elementos que compem a fase G aumenta

de 40% a 60%, quando so mantidos numa faixa de temperatura ao redor de 350 C,

mais precisamente para tempos de envelhecimento de 1.000 a 30.000 horas [2].

2.2.8. Fase R

A fase R um composto intermetlico enriquecido em molibdnio (Fe2Mo),

precipitando-se em pequenas quantidades no intervalo de temperatura entre 550 e

700C. PINTO e SMUNK [9, 16] comentam que pesquisas anteriores encontararam

aproximadamente 30% Fe, 25% Cr, 6% Ni, 35% Mo e 4% Si na composio da fase R.

Foi tambm estabelecido nessa investigao que a tenacidade e a resistncia

corroso por pite so reduzidas pela formao da fase R, sendo observado que esta

pode precipitar-se tanto intergranularmente quanto intragaranularmente. Segundo

LEITE [2], estudos reportaram que precipitados intergranulares podem ser mais

deletrios do ponto de vista da corroso por pite, desde que estes tenham teores de

Mo de cerca de 40%, causando portanto a depeleo deste elemento na matriz ao

redor. A fase R torna-se instvel para tempos longos de envelhecimento [2. 16].

2.2.9. Fase Pi ()

O nitreto conhecido como fase foi encontrado dentro de gros, com estrutura

cristalina cbica. Semelhante fase R, contribui para a fragilizao e corroso por pite

em materiais envelhecidos a 600C. Verificou-se que a fase contm

aproximadamente 28% Fe, 35% Cr, 3% Ni e 34% Mo, mostrando assim que a frmula

qumica ideal proposta como Fe7Mo13N4 somente uma aproximao grosseira (9).

2.2.10. Precipitados ricos em Cobre (fase )

A adio de cobre aos aos inoxidveis tem sido usada para melhorar as

propriedades de resistncia a corroso e tambm induzir um endurecimento por

precipitao.

Devido existncia da precipitao desta fase rica em cobre em temperaturas

mais baixas, por volta dos 300 C, h um endurecimento da liga atribuda a esses finos


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27

precipitados. Entretanto, observou-se que este endurecimento provoca tambm uma

queda de tenacidade ao impacto nos AID que contm este elemento, durante

tratamentos trmicos na faixa de 260 a 320 C [2].

LEITE e SMUNK [2, 16] comentam que o cobre em soluo slida nos AID

facilita a passivao da austenita. Porm, estudos seguintes mostraram que

precipitao da fase rica em cobre na matriz ferrtica diminuiu a resistncia ao pite no

meio com soluo 1M H2SO4+ 1M NaCl, pelo decrscimo da estabilidade do filme

passivo devido a atuao do on cloreto em regies prximas a precipitao desta fase

rica em cobre. A concluso que a alta concentrao de cobre na fase ferrtica

conduz precipitao de uma fase rica neste elemento em aos ferrticos e austeno-

ferrticos, levando ao aumento da dureza do material e da deteriorao da resistncia

corroso da fase ferrtica.

2.3. Metalu rgi a fsic a da so ldag em do s AISD

Durante o processo de soldagem de um AISD, no dercorrer do aquecimento e

resfriamento, ocorrem transformaes microestruturais no material. Estas

transformaes devem ser monitoradas de modo que as propriedades da junta

soldada sejam as mais prximas ao do metal de base. Segundo apresentado

anteriormente, este controle pode ser efetuado atravs da composio qumica e da

histria trmica (ciclos trmicos e repartio trmica). A composio qumica da zona

fundida (ZF) pode ser ajustada atravs do metal de adio e/ou da composio do gs

de proteo. A histria trmica determinar basicamente a microestrutura na zona

afetada pelo calor (ZAC) e, eventualmente, na zona fundida.

Na soldagem de AID, a microestrutura varia desde a poa de fuso onde

ocorem fenmenos de solidificao at o metal adjacente solda na ZAC, onde

ocorrem transformaes no estado slido.As figuras 20 e 21 expem algumas das modificaes microestruturais

ocorridas na junta soldada de um AID. Ao analisar a figura 20, notam-se cinco regies

na junta soldada: zona fundida, zona parcialmente fundida (ZPF), zona de crescimento

de gro de ferrita, zona bifsica parcialmente transformada e zona bifsica similar ao

metal base. Em cada regio, a microestrutura final depender da velocidade de

resfriamento a partir de cada temperatura mxima presente na repartio trmica.

Este diagrama no contm a precipitao de outras fases alm da ferrita e austenita.


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28

Figura 20Diagrama esquemtico das alteraes microestruturais ocorridas na juntasoldada de um AID. Adaptado de [5].

Figura 21Microestrutura tpica de uma junta soldada de AID. Adaptado de [18].


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29

Observando a figura 22, a transformao da austenita comea logo abaixo da

temperatura solvus da ferrita, nucleando-se primeiramente nos contornos de gro de

ferrita e crescendo at cobrir completamente toda a extenso do contorno. Austenita

adicional pode-se formar como estruturas de Widmanstten ou intragranularmente nos

gro ferrticos.

Figura 22Regio de temperatura elevada do diagrama pseudobinrio paracomposies de AID. A regio rachurada representa a faixa para ligas comerciais.

Adaptado de [17].

2.3.1. Zona Afetada pelo Calor (ZAC)

Na ZAC o balano microestrutural / determinado somente pelas condies

de aquecimento e resfriamento, pela temperatura mxima atingida e pelo tempo de

permanncia nessa temperatura. Estas variveis sero de consequncia de fatores

como: espessura do material, energia de soldagem transferida, temperatura de pr-

aquecimento e temperatura de interpasses.

Temperatura[C]


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30

O ciclo trmico da ZAC em uma rea adjacente linha de fuso pode ser

divida em trs regies distintas em relao ao tempo, como pode-se visualizar na

figura 23.

Figura 23- Cilco trmico da ZAC em regio prxiam linha de fuso de um AID comelevada razo Creq/Nieq. Adaptado de [17].

Na regio I, o metal de base aquecido a temperaturas prximas a

temperatura solvus da ferrita. Nesta faixa de temperatura a austenita comea a

transformar-se em ferrita e a maioria dos precipitados intermetlicos presentes na

estrutura, devido ao processamento termomecnico anterior, tambm comearo a se

dissolver. Estes precipitados consistem primariamente de carbetos e, especialmente,

nitretos.

Como as modificaes que ocorrem na microestrutura so processos

controlados pela difuso dos elementos de liga, a cintica dessas tranformaes serinfluenciada pela taxa de aquecimento. Ou seja, um aquecimento rpido retarda a

dissoluo da austenita e dos precipitados, enquanto o aquecimento lento permitir

completa dissoluo da austenita em temperaturas prximas a temperatura solvus.

Na regio II, acima da temperatura solvus da ferrita, os precipitados e a

austenita continuam se dissolvendo, porm com a cintica acelerada pela temperatura

mais elevada. No caso em que a taxa de aquecimento no seja muito elevada, estas

transformaes se completariam, resultando somente na fase ferrtica. A partir deste

momento ocorre o crescimeto e o coalescimento dos gros ferrticos, j que no

existem mais a austenita ou intermetlicos para inibirem o crescimento. Quanto mais


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31

baixa a temperatura solvus da ferrita mais pronunciado ser o crescimento dos gros.

E o tamanho de gro proporcional ao tempo e a temperatura que o material

permanecer acima da temperatura solvus da ferrita.

A medida que ocorre o resfriamento a partir da temperatura solvus da ferrita, na

regio III, a austenita nuclear e crescer e os intermetlicos precipitaro. A

transformao controlada pela taxa de resfriamento. Altas taxas de

resfriamento retardam a transformao, resultando em uma ZAC com elevado teor de

ferrita. A taxa de resfriamento entre 1200 e 800 C (t12/8) frequentemente usada para

quantificar o efeito da taxa de resfriamento com o percentual de ferrita. Em taxas de

resfriamento elevadas, que promovem a reteno da ferrita, a precipitao de carbetos

e nitretos na fase ferrtica muito mais pronunciada.

Segundo GIRALDO [3], para evitar a precipitao de outras fases na ZAC,

recomenda-se a limitao do tempo de resfriamento t12/8para valores prximos de 20

segundos, principalmente quando se solda materiais de espessura fina. Entretanto,

MUTHUPANDI et al. [19] recomenda um t12/8 entre 4 e 15 segundos que gerar um

resfriamento lento o suficiente para a formao adequada da austenita, mas rpido o

bastante para preveno de precipitao de fases deletrias.

Os resultados de NOWACKI et al. [20] mostraram que a microestrutura tpica

da ZAC de uma junta soldada de um ao UNS S31803, soldada pelo processo de

Arame Tubular (Flux Cored Arc Welding - FCAW) sem o tratamento trmico de pssoldagem, consiste de ferrita e austenita primria, onde a quantidade de ferrita diminui

junto com o aumento de aporte trmico. Para uma aporte trmico de 1,6 kJ/mm o

percentual de ferrita encontrado foi de 54 %, e para o aporte de 2,2 kJ/mm o

percentual diminui para 48% de ferrita.

Como mencionado anteriormente, o tempo acima da temperatura solvus da

ferritapossui um efeito drstico no crescimento de gro ferrtico. E como foi discutido

acima, o tamanho de gro ferrtico possui um forte efeito na tenacidade e ductilidade.

Portanto, geralmente conveniente minimizar o tempo na regio completamenteferrtica. Isto pode ser feito pelo controle de composio qumica ou pelo aporte de

calor e condies trmicas. A medida que Creq/Nieqdiminui, a temperatura solvus da

ferrita aumenta, como mostrado na figura 22, e o tempo acima desta temperatura

diminuir para um dado ciclo trmico na ZAC. Para uma razo Creq/Nieq fixa, a

diminuio do aporte de calor promove gradientes trmicos mais drsticos

minimizando o tempo na regio completamente ferrtica.

Ambos tamanhos de gro do metal de solda e da ZAC aumentam em funo

do maior aporte trmico imposto no material. LIPPOLD et al. [17] mostra, na figura 24,o crescimento do gro, para soldas autognas no processo TIG (Gas Tungsten Arc


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32

Welding - GTAW), para as ligas de AID 2205 e 2507 tanto da zona fundida quanto da

ZAC.

Figura 24Efeito do aporte de calor no crescimento do gro ferrtico na zona fundidae na ZAC. Adaptado de [17].

Na liga super duplex, 2507, o metal de solda tambm exibe um crescimento de

gro em funo do aporte de calor. Na ZAC este crescimento retardado devido aelevada temperatura solvus da ferritaque restringe a regio totalmente ferrtica a uma

banda bem estreita ao longo da linha de fuso.

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

fala-se de zona afetada pelo calor de temperatura baixa (ZACTB). Para visualizar

melhor as transformaes que ocorrem nesta seo do material, acrescenta-se a

temperatura onde as fraes volumtricas de e so as de equilbrio (T / ) e faixa de

temperatura de precipitaes de fases secundrias. Dependendo da temperatura

mxima atingida pelo ciclo trmico, podem ser delimitadas em duas regies principais,como esquematizado na figura 25.

2507 ZF

2205 ZF

2507 ZAC

2205 ZAC

Dimetromdiodosgros[m

]

Aporte trmico [kJ/mm]


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33

Figura 25Regies mais importantes de um ciclo trmico de soldagem na ZACTB.Em (a) temperatura mxima acima de T/e em (b) dentro do intervalo de precipitao

de fase deletria. Adaptado de [5].

Na regio I ocorre a dissoluo parcial da austenita e , dependendo da taxa de

resfriamento, a sua posterior precipitao. Os gros de austenita no dissolvidos

impedem o crescimento do gro ferrtico [5]. Durante o resfriamento, a austenita

cresce continuamente a apartir das regies intergranulares de austenita no

dissolvidas, condio esta favorvel nucleao de austenita secundria. A

quantidade de austenita nesta zona maior que na seo adjacente linha de fuso.

Sendo assim, a precipitao de nitretos significativamente reduzida.

A regio II encontra-se entre as temperaturas mxima e mnima de precipitao

de fases deletrias. A precipitao destas fases depender da cintica da

transformao e do tempo de permanncia nesta faixa de temperatura.

A figura 25 representa um exemplo dos ciclos trmicos encontrados em duas

zonas na ZACTB. Na primeira zona a temperatura mxima foi acima de T /. O

segundo ciclo trmico refere-se a uma zona onde a temperatura mxima est

compreendida dentro do intervalo de precipitao das fases deletrias.

2.3.2. Zon a Fun did a (ZF)

Durante a solidificao da poa de fuso, o crescimento a partir dos gros de

ferrita da zona parcialmente fundida, produzem uma estrutura colunar grosseira de

gros de ferrita na ZF. Posteriormente, durante o resfriamento, similar s

transformaes na ZAC, precipita-se a austenita e as demais fases possveis.

As regies do metal de solda e da ZAC so rapidamente resfriadas a partir de

temperaturas prximas a temperatura solvus da ferrita, portanto, existe uma tendncia

(a) (b)


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formao de um teor de fase ferrtica maior no metal de solda e na ZAC em relao

ao metal de base.

Conforme foi discutido anteriormente, a composio qumica da ZF pode ser

ajustada atravs do metal de adio e do gs de proteo, junto com a diluio,

permitindo o controle da frao de austenita e assim, da precipitao de nitretos.

MUTHUPANDI [19] mostrou em seus resultados que ao soldar o ao super

duplex UNS S31803 com os processos GTAW e Soldagem por Feixe de Eltrons

(Electron Beam Welding - EBW) com metal de adio enriquecido com nquel sem

tratamento trmico ps soldagem, o metal de solda apresentava um percentual de

ferrita menor do que quando foram soldados com os mesmos processos de forma

autgena.

Figura 26Micrografia da soldagem pelo processo GTAW. (a) soldagem autogna;(b) soldagem com metal de adio enriquecido em nquel. Note que a matriz ferrtica

est escura e as partculas de austenita esto mais claras [19].

O balano de fases na soldagem de AID fortemente dependente da difuso, e

o nitrognio o elemento chave para o alcance do equilbrio entre as fases. Isso

porque todos os elementos de liga em um AID, exceto pelo carbono e nitrognio, so

tomos substitucionais grandes. Sendo assim, a taxa de difuso desses elementos frequentemente baixa. Em contraste, o carbono e o nitrognio so tomos intersticiais

pequenos com taxas de difuso muito maiores em temperaturas elevadas. Como o

carbono um elemento de liga indesejvel, devido aos efeitos adversos na resistncia

corroso, a sua concentrao geralmente configurada para a mais baixa possvel.

Portanto, o nitrognio possui o papel principal para manipular o balano entre as fases

sob as condies de resfriamento da solda.

O nitrognio um elemento de liga estabilizador da austenita, e com isso

muito mais solvel na austenita do que na ferrita em temperaturas elevadas. Quando aliga encontra-se a uma temperatura abaixo da temperatura solvus da ferrita, o


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nitrognio difunde-se da ferrita em direo a austenita. Se a taxa de resfriamento for

muito elevada para o nitrognio alcanar a austenita, parte do nitrognio se encontrar

aprisionado na ferrita e sequencialmente se precipitar como nitretos de cromo. As

reas prximas austenita so livres de nitretos, porque o nitrognio originalmente,

nessas regies, teve tempo suficiente para difundir-se para a austenita.

O teor de nitrognio altera a posio da temperatura solvus da ferrita.

Aumentando-se o teor do nitrognio, aumenta-se a temperatura solvus. Quanto maior

o teor de nitrognio, maior o Nieq. Sendo assim, menor ser razo Creq/Nieq,

deslocando a temperatura solvus da ferrita, como mostrado na figura 22. Neste caso, a

precipitao da austenita comea em temperaturas mais elevadas.

Para a previso do modo de solidificao do metal de solda so utilizados

diagramas constitucionais, como por exemplo, o Diagrama Schaeffler-Delong,

apresentado na figura 27. Este diagrama considera somente o efeito da composio

sobre a quantidade de ferrita, sendo vlido s para uma determinada faixa de

velocidades de resfriamento.

Figura 27 - Diagrama Schaeffler-Delong. Adaptado de [21].

%

Nieq=%Ni+0,5

%Mn+30(%C

+%N)

%Creq= %Cr + %Mo + 1,5%Si + 0,5%Nb


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36

2.4. Fragilizao pelo Hidrognio

2.4.1. Teoria da fragilizao pelo hidrognio

O hidrognio interage com a maioria dos metais por uma srie de mecanismos,resultando em modificaes das propriedades mecnicas que levam a fraturas frgeis.

Em um ambiente rico em hidrognio, a fragilizao se manifesta com o decrscimo da

ductilidade, ou seja, uma reduo do tempo para a ocorrncia da fratura sob

carregamento esttico sem alterao significativa do limite de escoamento. A

contaminao pelo hidrognio pode ocorrer durante o processamento e a fabricao

ou posteriormente em servio [22].

A difuso do hidrognio nos metais e suas ligas ocorre na forma atmica e,

devido ao hidrognio possuir raio atmico muito pequeno, a sua presena facilitadaem soluo slida na estrutura cristalina. Alm disso, a sua movimentao por difuso

no estado slido acontece com relativa facilidade, mesmo em baixas temperaturas.

Portanto, qualquer processo que produza hidrognio na forma atmica na superfcie

do metal poder resultar em absoro do mesmo. Porm, grande parte deste

elemento tende a se combinar sob a forma molecular e assim escapar na forma de

bolhas de gs. A frao que penetra no metal ento determinada pela presena de

agentes que diminuem a formao de molculas de hidrognio gasoso como sulfetos,

cianetos e arsnicos, e pela extenso da superfcie exposta ao hidrognio [22].

A presena de hidrognio nos metais e ligas metlicas prejudica suas

propriedades, mesmo em pequenas quantidades, possuindo uma tendncia a

segregar-se em defeitos, atingindo concentraes localmente elevadas [22]. O

acmulo de hidrognio em stios da rede pode enfraquecer as ligaes metlicas e

nuclear uma trinca, a qual, em condies apropriadas, se propagar e levar a fratura

catastrfica dos componentes metlicos.

Vrias teorias tm sido propostas para explicar a fragilizao pelo hidrognio,

no havendo uma teoria nica aceita como geral para todos os casos. Vrios

mecanismos poderiam atuar simultaneamente, predominando um ou outro,

dependendo das condies microestruturais e esforos aplicados.

A teoria das presses internas foi a primeira das teorias sobre a fragilizao

pelo hidrognio, provavelmente devido aos casos de empolamento. Segundo esta

teoria, o hidrognio atmico em excesso na rede cristalina se precipitaria, sob a forma

molecular, em descontinuidades internas, tais como microporosidades, desenvolvendo

presses internas elevadas, suficientes para o alargamento dos poros e a


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consequente formao de microtrincas, sendo um mecanismo vlido para a nucleao

destas em altas concentraes de hidrognio [2].

Figura 28- Chapa de ao de um vaso depresso com mltiplos empolamentos.Adaptado de [23].

GONZALEZ [24] apresenta outro mecanismo, que mostrado pela figura 29,

que consiste no crescimento de trinca onde se supe que a presena da mesma levaa um aumento da concentrao de hidrognio na regio adjacente da trinca, na zona

de processo, at atingir um valor limite.

Esse valor da concentrao de hidrognio na zona de processo resultado do

retardamento da propagao da trinca devido ao elevado perodo de tempo para que o

hidrognio possa se acumular nos campos de deformao e tenso elsticas.


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Figura 29Estgios da propagao da trinca: (a) Difuso de hidrognio para a zonade processo de uma trinca pr-existente; (b) Zona de processo saturada de

hidrognio; (c) Gerao de nova zona de processo a partir da trinca propagada.Adaptado de [24].

Quando uma concentrao crtica de hidrognio atingida, a trinca tende a se

propagar. Com a propagao h uma diminuio da concentrao de hidrognio

atmico que se recombinou na forma molecular. Para que haja um incremento no

tamanho da trinca, toda a sequncia descrita se repete at que se forme uma fratura

macroscpica que, por sua vez, leva a falha da estrutura metlica.

Uma teoria proposta para a fragilizao pelo hidrognio em AISD a

transformao martenstica da austenita. Segundo os resultados de DABAH et al. [25],

confirmam uma transformao de fase induzida pelo hidrognio em ambos os aos

inoxidveis austenticos e duplex, que consiste na transformao de fase da austenita

para *, enriquecida de hidrognio (conhecida tambm como H), ou para martensita

. Com a consequente introduo de hidrognio, este elemento acaba produzindo

expanso da rede cristalina e tenses internas suficientes para que parte da austenita

se transforme em martensita , de estrutura hexagonal compacta. Esta distoro da

rede cristalina da liga causa a fragilizao do material.


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2.4.2. Difuso e solubilidade do hidrognio em AID

A difuso intersticial no reticulado cristalino o principal mecanismo de difuso

para o hidrognio nos AISD. O coeficiente de difuso D no retculo cristalino pode ser

descrito pelas relaes da forma de Arrhenius [26, 27]:

(Eq. 6)

onde E a energia de ativao (J/mol), R a constante dos gases (8,314 J/molK), T a

temperatura em Kelvin e D0 a constante pr-exponencial independente da

temperatura (m2/s).

A primeira lei de Fick descreve a difuso de hidrognio, como fluxo dos tomos

de hidrognio, de uma regio com alta concentrao para uma de baixa concentrao

[26, 27]:

(Eq. 7)

Onde ( C)t o gradiente de concentrao em um tempo especfico t.

Considerando um material ideal sem a presena de aprisionadores, o processo

de difuso em condies transientes, dependente do tempo, descrito pela segundalei de Fick [26]:

(Eq. 8)

A soluo da segunda lei de Fick a principal base para os clculos de

distribuio de hidrognio (ou de outros elementos intersticiais) em metais. Solues

analticas para a equao podem ser tratadas para a difuso uniaxial. A soluo tambm dependente da concentrao inicial e final e de dados de entrada para os

coeficientes de difuso. A soluo unidimensional para a segunda lei de Fick [26,

27]:

(Eq. 9)

Assumindo um caso para um slido semi-infinito, ou seja, uma placa espessa

onde a concentrao na superfcie do slido constante e no seu lado oposto a


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influncia da concentrao de hidrognio ser pouca ou nenhuma, a soluo da

segunda lei de Fick para uma concentrao constante de hidrognio na superfcie (Ci)

e uma distribuio inicial de hidrognio no material (C0), ao aplicar as condies de

contorno ser [26, 27]:

(Eq. 10)

Onde e

C(x,t) representa a concentrao em uma profundidade x decorrido um tempo t. A

expresso a funo de erro de Gauss, cujos os valores so dados emtabelas matemticas para diferentes valores de .

De acordo com a literatura, os aos inoxidveis ferrticos (AIF) so claramente

susceptveis fragilizao pelo hidrognio, pelo menos quando polarizados

catodicamente a potenciais abaixo de -800mV/ECS, em meio contendo cloreto. Por

outro lado, os aos inoxidveis austenticos (AIA) mostraram-se quase imunes ao

efeito de fragilizao por hidrognio em ambiente marinho e em solues contendo

cloretos, at quando deformado a frio antes de serem ensaiados. A diferena

observada entre os AIF e AIA, respectivamente, atribuda alta solubilidade de

hidrognio. A solubilidade de hidrognio nos AIA aproximadamente 100 vezes o

valor para os AIF. Outra diferena relevante a difusividade do hidrognio nos dois

tipos de ao. A constante de difusividade do ferrtico pode diferir de 5 ordens de

grandeza maior da constante do austentico [28].

A diferena entre difusividade e solubilidade das fases presentes em AID pode

ser explicada pelos diferentes parmetros de rede das fases e . A ferrita de

estrutura CCC permite uma alta taxa de difuso e uma baixa solubilidade devido a suaestrutura de retculo cristalino aberto. Em contraste a austenita de estrutura CFC

apresenta uma baixa taxa de difuso e elevada solubilidade de hidrognio devido a

seu reticulado cristalino ser mais compacto [24]. Portanto, a susceptibilidade

fragilizao pelo hidrognio aumenta a medida que o teor de ferrita cresce.


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Tabela 3Difusividade e solubilidade do hidrognio em AIA 301 e AIF AL 29-4-2 a 25C [26].

AISI 301 (Au stenti co ) AL 29-4-2 (Ferrti co )

Difusividade (m/s) 3,1 x 10-16 1,1 x 10-11

Solubilidade (ppm atmico em

equilbrio com gs H2S a 1 atm)70,1 0,74

2.4.3. Mecanismo de difuso de hidrognio em AID

Segundo elucidado por OLDEN et al. [26], a difuso na fase austentica nos AID e

AISD possui uma influncia insignificante no coeficiente efetivo de difuso. Entretanto,

a difuso menos acelerada em AID e AISD do que nos aos ferrticos, possuindo um

coeficiente de difuso D = 1,1 x 10-15m2/s temperatura ambiente. Isto considerado

ser efeito do:

1. Aumento do caminho de difuso na ferrita devido s ilhas austenticas. Refere-

se a um aumento na sinuosidade do caminho para o hidrognio

2. Os contornos de gro austenticos e a prpria fase funcionam como

aprisionadores do hidrognio.Aspectos como forma, tamanho e espaamento das ilhas austenticas influenciam

tanto a sinuosidade como a tendncia de aprisionar o hidrognio e as propriedades de

imobilizao da trinca no ao. Ilhas austenticas finamente dispersas promovem

caminhos de difuso mais longos e mais aprisionadores se comparado a uma

estrutura composta de austenita grosseira.

Com respeito resistncia a fratura, um curto espaamento austentico

normalmente preferido devido s propriedades de imobilizao da trinca pela fase

austentica mais dctil. OLDEN [26] comenta tambm que um AID com grosalongados de austenita na direo perpendicular ao carregamento aplicado

apresentam melhor capacidade de prevenir o trincamento induzido pelo hidrognio

comparado aos com estruturas de gros finos equiaxias. Consequentemente, todas as

tcnicas de fabricao que tendem a diminuir o espaamento interaustentico so

favorveis.


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2.4.4. Fragilizao em proteo catdica

A fragilizao pelo hidrognio fortemente dependente da resistncia

mecnica do material. Materiais de elevada resistncia mecnica possuem maior

susceptibilidade ao fenmeno de fragilizao. Para muitos aos existe uma relao

entre o material e a concentrao crtica de hidrognio, onde nenhum trincamento

ocorrer abaixo de certa quantidade de hidrognio presente. A concentrao de

hidrognio na liga ser influenciada por algumas variveis como, temperatura,

composio qumica, estrutura cristalina, sobrepotencial catdico e presso [2, 29].

Os termos fragilizao pelo hidrognio e corroso sob tenso algumas vezes

so empregados de forma indistinta. Porm, a fragilizao pelo hidrognio causada

pela absoro deste elemento, enquanto na corroso sob tenso deve ocorrer

necessariamente a dissoluo andica para a ocorrncia deste fenmeno. Com a

utilizao de proteo catdica elimina-se a corroso sob tenso, mas no a

fragilizao pelo hidrognio. A reao catdica na superfcie do material induz a

reao de reduo da gua do mar, resultando na formao de hidrognio atmico na

interface metal/soluo.

A norma NACE MR0175 [29], diferencia os mecanismo de trincas induzidas

pelo hidrognio (hydrogen-induced cracking HIC) e do trincamento sob tenso

induzido pelo hidrognio (hydrogen-induced stress crackingHISC).

O HIC provocado por trincas planares que ocorrem em aos carbono e baixa

liga quando o hidrognio atmico se difunde no ao e combina-se para formar

hidrognio molecular em stios de aprisionamento. As trincas so resultados da

pressurizao destes stios pelo hidrognio. Nenhuma tenso externa aplicada

necessria para a formao de trincas induzidas pelo hidrognio. Stios de

aprisionamento capazes de causar o trincamento induzido pelo hidrognio socomumente encontrados em aos com elevado nvel de impurezas, que possuem alta

densidade de incluses planares e/ou regies de microestrutura anmala produzida

pela segregao de impurezas e elementos de liga no ao.

J o HISC resulta da presena de hidrognio no metal quando submetido a

tenses (residuais e/ou aplicadas). O trincamento sob tenso induzido pelo hidrognio

um processo envolvendo a iniciao e a propagao de trincas.

Este mecanismo representa essencialmente a manifestao do decrscimo da

tenso de ruptura ou na quantidade de deformao (falhas adiantadas). A fratura


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inicia-se em regies de tenses altamente localizadas, que representam stios

preferenciais para difuso de hidrognio.

Resultados de outros estudos [28, 30-32], mostram que nos AID ensaiados em

trao aps hidrogenao por imposio de corrente catdica, tanto o limite de

escoamento quanto a tenso de ruptura no sofreram alteraes. Em alguns casos

ocorre at mesmo um leve acrscimo dessas variveis. Porm, a ductilidade

significativamente afetada pela presena de hidrognio.

A probabilidade de falha associada a este fenmeno depende da

disponibilidade do hidrognio no metal. Vrios fatores podem influenciar esta

disponibilidade em equipamentos protegidos catodicamente em gua do mar [2]:

Potencial de proteo catdica quanto menor o sobrepotencial negativo

imposto, maior ser a densidade de corrente resultando em uma maior

quantidade de hidrognio formado na superfcie;

Temperatura superficial do equipamento maior temperatura, mais eficiente

ser a difuso de hidrognio;

Presso hidrosttica um aumento na profundidade gerar a necessidade de

aumento na densidade de corrente catdica para a proteo efetiva;

Carregamentos favorecem a formao destios preferenciais de hidrognio,

bem como a expanso dos mesmos presentes anteriormente ao carregamento;

Tipo de material a fragilizao ser dependente da microestrutura domaterial, influenciando a solubilidade e difuso do hidrognio na rede cristalina;

Resistncia ao escoamento quanto maior a resistncia do material, maior a

susceptibilidade a fragilizao por hidrognio;

Em seus resultados, HADAM et al. [33] evidenciam atravs de testes de

permeao e dessoro eletroqumica de hidrognio em liga de ferro e ao alto

carbono, que a quantidade de hidrognio presente nos materiais crescia medida que

aumentava a deformao imposta aos mesmos. A quantidade de hidrognio difusvel

na rede cristalina foi constante, independente da deformao (ou tenso). O aumentona quantidade de hidrognio nos materiais provocado pelo aprisionamento do

hidrognio, principalmente devido ao aumento da capacidade dos aprisionadores

originais, quando carregados abaixo do limite de escoamento, e s novas

discordncias geradas durante a deformao plstica.

Podemos citar como principais aprisionadores de hidrognio, sem levar em

considerao os efeitos da austenita, nos aos AID: discordncias, incluses no

metlicas e contornos de gro ferrita-austenita [33, 34].

Vrios autores [28, 30, 32, 35] mostram que AIDs que sofreram trabalho a frio

antes de serem hidrogenados apresentam uma perda de ductilidade durante o ensaio


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de trao, muito mais acentuando em relao aos materiais no deformados

previamente. As perdas de propriedades mecnicas se tornavam mais significativas

medida que uma maior deformao por trabalho a frio fosse imposta.

Requisitos microestruturais dos AID tambm devem ser avaliados quanto ao risco

de HISC. As trincas devidas a este fenmeno de falha comumente propagam-se pelo

mecanismo frgil de clivagem, atravs da fase ferrtica. Estas trincas podem ser

imobilizadas ou propagadas atravs da fase austentica dependendo do tamanho da

trinca, nvel de tenses aplicadas e morfologia da austenita, como citado

anteriormente.

A iniciao da trinca comea com a formao de poros e vazios de hidrognio,

tanto entre os contornos de gros ferrticos, como entre os contornos de gros

austentos e ferrticos, dependendo da liga. Este um processo governado pela

difuso de hidrognio. Devido desordem cristalina nos contornos de fase, os tomos

de hidrognio difundido podem facilmente se acumular neste local, formando um poro

ou vazio. Acrescentando-se o efeito das concentraes de tenses locais, o acmulo

de hidrognio intensifica-se. Quando a presso hidrosttica ou a concentrao de

tenses nos vazios atinge um valor crtico, esse pode desenvolver uma pequena trinca

[10].

Figura30(a) Iniciao de trinca no AISD SAF 2507 durante ensaio de HISC, comporos nos contornos de gros ferrticos. (b) Iniciao de trinca no AISD SAF 2906

durante ensaio de HISC, poros e pequenas trincas nos contornos ferrtcos-austenticos[10].


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2.4.5. Lei de Faraday

A primeira Lei de Faraday postula que, durante uma eletrlise, a massa de

substncia liberada em um eletrodo proporcional quantidade de corrente eltrica

imposta. Pela segunda lei, a massa da substncia liberada em um eletrodo, para certa

quantidade de corrente, proporcional a massa atmica do elemento dividida por sua

valncia. Essas duas leis permitem calcular a massa de um certo elemento liberado

durante uma eletrlise [36].

(Eq. 11)

Onde MA a massa atmica, i a intensidade de corrente que circula, t o tempo deeletrolise em segundos, v a valncia do elemento, F a constante de Faraday

equivalente a 96.500 C.

Neste caso, tanto a massa atmica quanto a valncia do hidrognio so

unitrias. Portanto, a quantidade de massa de hidrognio formada durante a eletrlise

ser somente proporcional a corrente eltrica.

(Eq. 12)

A Equao 11 nos revela a quantidade de hidrognio em unidade de mols

formado durante a eletrlise. Se utilizarmos a densidade de corrente eltrica ao invs

da corrente eltrica obteremos o resultado em mols/m2

(Eq. 13)

OndeA a rea do eletrodo imerso na soluo.

Ao multiplicar o denominador da Equao 13 pela espessura l do tubo

podemos calcular a quantidade de hidrognio formada em mols/m3.

(Eq. 14)


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2.5. Principais Aplicaes dos AID

Devido a sua excelente capacidade de combinar boas propridades tanto do

ponto de vista mecnico quanto corrosivo, os AID tornam-se bastantes atrativos para

vrios ramos da indstria que trabalham em ambientes severos e temperaturas de

operaes to elevadas quanto 200 C.

Os AID e AISD foram desenvolvidos para atender s necessidades das

indstrias qumica, petroqumica, de papel, alimentcia, farmacutica, e principalmente,

offshore, que necessitam de materiais mais resistentes que os aos inoxidveis

comuns, tanto aos meios corrosivos e s altas presses. Em particular, para a

indstria de petrleo e gs , o AID e AISD comumente usado em ambientes aquosos

e contendo cloretos, como a gua do mar, em alternativa aos AIA que sofrem com a

corroso sob tenso.

Vrios documentos emitidos por companhias de leo e gs sublinham o

comportamento muito satisfatrio dos AID, que tm sido experimentados por mais de

25 anos em um grande conjunto de aplicaes, como, top side, tubulaes

submarinas, coletores, umbilicais, componentes em poos, sistemas de combate a

incndio, bombas, etc.

Esses materiais so amplamente utilizados em aplicaes martimas,

principalmente no processo de extrao de petrleo nas plataformas offshorefixas ou

flutuantes.

2.6. Condies de trabalho na IndstriaOffshoredos AID

Devido ao processo de extrao ser realizado em guas profundas, cerca de

1500 metros de lmina dgua e, alm disso, pelo fato do lenol petrolfero localizar-se

a aproximadamente 1200 metros abai

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Bruno Raphael