Universidade do Estado do Rio de Janeiro Centro - Ppg-em

Transcrição

Universidade do Estado do Rio de Janeiro
Centro de Ciência e Tecnologia
Faculdade de Engenharia
Débora Francielle Dias
Caracterização de juntas soldadas por TIG autógeno manual com
arco pulsado e arco não pulsado do aço inoxidável hiperduplex
SAF 2707 HD
Rio de Janeiro
2012
Caracterização de juntas soldadas por TIG autógeno manual com arco pulsado
e arco não pulsado do aço inoxidável hiperduplex SAF 2707 HD
Dissertação apresentada, como requisito
parcial para obtenção do título de Mestre, ao
Programa de Pós-Graduação em Engenharia
Mecânica, da Universidade do Estado do Rio
de Janeiro. Área de concentração: Mecânica
dos Sólidos.
Orientadora: Prof.a Dr.a Marilia Garcia Diniz
Rio de Janeiro
2012
CATALOGAÇÃO NA FONTE
UERJ / REDE SIRIUS / BIBLIOTECA CTC/B
D541
Dias, Debora Francielle.
Caracterização de juntas soldadas por TIG autógeno
manual com arco pulsado e arco não pulsado do aço
inoxidável hiperduplex SAF 2707 HD / Debora Francielle Dias.
- 2012.
182 f.
Orientador: Marilia Garcia Diniz.
Dissertação (Mestrado) – Universidade do Estado do Rio
de Janeiro. Faculdade de Engenharia.
1. Engenharia Mecânica. 2.Juntas soldadas Dissertações. I. Diniz, Marília Garcia Diniz. II. Universidade do
Estado do Rio de Janeiro. III. Título.
CDU 621.791.05
Autorizo, apenas para fins acadêmicos e científicos, a reprodução total ou parcial
desta dissertação, desde que citada a fonte.
Assinatura
Data
Caracterização de juntas soldadas por TIG autógeno manual com arco pulsado
e arco não pulsado do aço inoxidável hiperduplex SAF 2707 HD
Dissertação apresentada, como requisito
parcial para obtenção do título de Mestre, ao
Programa de Pós-Graduação em Engenharia
Mecânica, da Universidade do Estado do Rio
de Janeiro. Área de concentração: Mecânica
dos Sólidos.
Aprovado em: 20 de julho de 2012.
Banca Examinadora:
______________________________________________
Prof.a Dr.a Marilia Garcia Diniz (Orientadora)
Faculdade de Engenharia - UERJ
______________________________________________
Prof. Dr. José Brant de Campus
Faculdade de Engenharia - UERJ
______________________________________________
Prof. Dr. Marcos Henrique de Pinho Maurício
Departamento de Engenharia de Materiais - PUC Rio
______________________________________________
Prof. Dr. Valter Rocha dos Santos
Departamento de Engenharia de Materiais - PUC Rio
Rio de Janeiro
2012
DEDICATÓRIA
Ao meu Deus e a minha família.
AGRADECIMENTOS
A Deus pela vida concedida, pela oportunidade de adquirir conhecimento e força
para superar as minhas limitações.
Aos meus pais, Milton e Wilma, por terem me oferecido condições de estudar e
pelo exemplo de que com esforço podemos transpor as dificuldades.
À minha orientadora, Professora Marília Garcia Diniz, pelos ensinamentos, pela
dedicação e contribuição à minha formação.
Ao Professor André Rocha Pimenta do IFRJ – Instituto Federal do Rio de Janeiro,
pelo apoio e suporte técnico.
A todos os meus familiares pelo estímulo, de forma especial, ao meu tio
Wellington Barbosa Lima, em memória.
À FAPERJ pelo apoio.
RESUMO
DIAS, Débora Francielle. Caracterização de juntas soldadas por TIG autógeno
manual com arco pulsado e arco não pulsado do aço inoxidável hiperduplex SAF
2707 HD. 2012. 192f. Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica) – Faculdade
de Engenharia, Universidade do Estado do Rio de Janeiro, Rio de Janeiro, 2012.
O aço inoxidável hiperduplex, SAF 2707 HD, foi desenvolvido com o intuito de
se obter novas ligas com maior resistência à corrosão do que a disponível nos aços
inoxidáveis duplex / superduplex. Além da melhorada resistência à corrosão, este
também oferece propriedades mecânicas superiores. Os aços hiperduplex são aços
de última geração que possuem elevados teores de elementos de liga,
principalmente cromo, molibdênio e nitrogênio. Este tipo de aço caracteriza-se por
apresentar estrutura bifásica, constituída de proporções praticamente iguais de
ferrita e austenita devido à distribuição controlada dos elementos alfagênicos e
gamagênicos. O interesse por esses aços cresce gradativamente com a
necessidade de novos materiais para diversas aplicações na indústria petrolífera.
Porém, quando expostos e mantidos a temperaturas elevadas, na faixa entre 600°C
e 1000°C, algumas fases intermetálicas podem se formar, em que a fase sigma ( ) é
a mais proeminente. Possui uma estrutura cristalina tetragonal complexa rica em Cr
e Mo, tendo efeito deletério no material afetando tanto a resistência à corrosão,
quanto as propriedades mecânicas. Para este fim, faz-se necessário estudos da
junta soldada para delinear as limitações desses aços e aperfeiçoar a aplicação.
Essa pesquisa teve como objetivo caracterizar a junta soldada por TIG autógeno
manual com arco pulsado e não pulsado do aço inoxidável hiperduplex SAF 2707
HD. As técnicas empregadas foram a metalografia por ataque eletrolítico (reagente
NaOH) e color etching (reagente Behara), medidas de microdureza e quantificação
microestrutural por Processamento Digital de Imagem. Os aspectos microestruturais
foram observados por microscopia óptica (MO) e microscopia eletrônica de
varredura (MEV), estes passaram por etapas de processamento digital de imagens
(PDI) para quantificar a fração volumétrica da fase austenita. Realizou-se análise
química semi-quatitativa por EDS. Os resultados foram analisados estatisticamente
através do teste de hipóteses com distribuição t de Student. Pela técnica color
etching observou-se que a fase austenita foi gerada com distribuição mais
homogênea para o arco pulsado, que o não pulsado. O ataque eletrolítico não
revelou uma terceira fase (fase ) na junta soldada, a análise química por EDS não
identificou uma variação significativa nos elementos presentes ao longo da zona de
transição do metal de base para a zona de fusão. Através do PDI foram obtidos os
valores médios da fração volumétrica de austenita de 36,38% (desvio padrão 6,40%)
e 32,41% (desvio padrão 6,67%) para os dois métodos, pulsado e não pulsado,
respectivamente. Foram obtidos os valores de microdureza para o metal de base
355,10 HV (desvio padrão 28,60) e para a zona de fusão 343,60 HV (desvio padrão
20,51) da amostra soldada pelo modo pulsado, para o modo não pulsado foram
apresentaram os valores médios de 370,30 HV (desvio padrão 34,51) para o metal
de base e de 345,20 HV (desvio padrão 41,33) para a zona de fusão. A análise
estatística indicou que não houve variação significativa da fração volumétrica da fase
austenita no cordão de solda para as duas condições testadas e não houve variação
da microdureza entre a zona de fusão e o metal de solda das amostras submetidas
aos dois processos.
Palavras-chaves: Hiperduplex; Fase Sigma; Caracterização microestrutural; Junta
soldada.
ABSTRACT
Hiperduplex stainless steel, SAF 2707 HD, was developed due to the need of
new alloys with greater corrosion resistance than that available in duplex /
superduplex stainless steels. In addition to improved corrosion resistance, SAF 2707
HD also offers superior mechanical properties. Hiperduplex is a state-of-the-art steel
that contains high levels of alloying elements, especially chromium, molybdenum and
nitrogen. This type of steel is characterized by having a biphasic structure,
comprising substantially equal proportions of ferrite and austenite due to the
controlled distribution of the alfagenics and gamagenics elements. The interest in this
type of steel increases gradually with the need of new materials for a variety of
applications in the oil industry. However, when exposed to elevated temperatures
and maintained between 600 °C and 1000 °C, some intermetallic phases can appear,
principally consisting of the sigma phase ( ). The Sigma phase has a complex
tetragonal structure rich of Cr and Mo, having a deleterious effect on the material
affecting both the corrosion resistance and mechanical properties. Due to this, it is
necessary to study welded joint of these materials to delineate the limits of these
steels and improving their application. This study aimed to characterize the
autogenous TIG welded joint by manual arc pulsed and non-pulsed hiperduplex
stainless steel SAF 2707 HD. The techniques employed were metallography by
electrolytic attack (NaOH reagent) and color etching (Behara reagent), microhardness measurements and microstructural quantification by Digital Image
Processing. The microstructural aspects were observed by optical microscopy (OM)
and scanning electron microscopy (SEM), and they have gone through stages of
digital image processing (DIP) to quantify the percent of austenite phase. The
chemical composition was verified by EDS. The results were analyzed statistically by
testing hypotheses with Student's t distribution. The color etching technique made it
evident that the austenite phase had a more homogeneous distribution for pulsed
arc, than it did for non-pulsed. The electrolyte attack did not show a sigma phase ( )
in the welded joint and the chemical composition verified by the EDS did not
identified a significant change in these elements along the transition zone of the base
metal to the fusion zone. Through the DIP the average percentages obtained for
austenite were 36.38% (standard deviation 6.40%) for the pulsed method and
32.41% (standard deviation 6.67%) for the non-pulsed method. The Pulse method
produced mean hardness values of HV 355.10 (SD = 28.60) for the base metal and
HV 343.60 (standard deviation 20.51) for the fusion zone whereas, the non-pulsed
method these values were HV 370.30 (standard deviation 34.51) for the base metal
and HV 345.20 (standard deviation 41.33) for the fusion zone. Statistical analysis
showed no significant variation in the percent of austenite phase in the welded joint
for two tested conditions and no variation in hardness between the fusion zone and
weld metal for samples tested by the two processes.
Keywords: Hiperduplex; Sigma phase; Microstructure characterization; Welded joint.
LISTA DE ILUSTRAÇÕES
Figura 01 - Plataforma Offshore fixa ......................................................................... 35
Figura 02 - Foto da plataforma de petróleo ............................................................... 35
Figura 03 - Estrutura lamelar do aço inoxidável duplex tipo UNS 31803 na
direção da laminação. Fase escura ferrita e fase clara austenita........... 45
Figura 04 - Gráfico do limite de Escoamento Rp0,2 do SAF 2707 HD ........................ 48
Figura 05 - Gráfico do limite de resistência à tração Rm do SAF 2707 HD ................ 48
Figura 06 - Curva de energia de impacto para o SAF 2707 HD usando amostras
padrão para ensaio charpy V (10 x 10 mm) ........................................... 49
Figura 07 - Representação esquemática de extração de petróleo, no detalhe os
tubos umbilicais que utilizam aço do tipo hiperduplex ............................ 50
Figura 08 - Representação esquemática da seção transversal do “subsea
umbilical” ................................................................................................ 51
Figura 09 - Microestrutura do Sandvik SAF 3207 HD. Fase branca: austenita e
fase cinza: ferrita. (a) Direção longitudinal e (b) direção transversal ...... 52
Figura 10 - Microestrutura do SAF 3207 HD. Amostra obtida do tubo umbilical.
Grãos coloridos (3,6µm): austenita e grãos cinza (5,1µm): ferrita. ......... 53
Figura 11 - Diagrama esquemático Tempo – Temperatura – Transformação
(TTT) tipo C, mostrando as possíveis transformações de fases em
aços inoxidáveis duplex ......................................................................... 54
Figura 12 - Diagrama binário ferro – cromo de equilíbrio de fases............................ 54
Figura 13 - Representação da estrutura cristalina tetragonal complexa da fase
que possui 30 átomos por célula unitária ............................................ 58
Figura 14 - Diagrama TTT após tratamento de solubilização (curva
) e após
20% de redução de espessura (todas as outras curvas). rs = início
da
( →
recristalização;
ts
=
início
da
transformação
eutetóide
da ferrita em sigma mais austenita..................................... 60
Figura 15 - Microestrutura da liga AV2205 solubilizada e recozida a 1050ºC por
30 minutos. Aumento de 811X ............................................................... 61
Figura 16 - Microestrutura da liga AV2205 após tratamento térmico a 850ºC por
1h. Fase siga: branca, austenita: fase contínua cinza, ferrita: fase
dispersa cinza. Aumento 811X ............................................................... 62
Figura 17 - Corrosão localizada na liga 3RE60 no estado recozido e solubilizado
após “cyclic potentiodynamic polarization test”. MEV - SE –
secondary electrons image. 3000X ........................................................ 63
Figura 18 - Corrosão localizada (pontos mais escuros) na fase austenítica
(região clara) da liga 3RE605 no estado solubilizado e recozido após
“cyclic potentiodynamic polarization test”. MEV – SE - secondary
electrons image. 3000X ........................................................................ 63
Figura 19 - Resistência ao impacto obtido por teste de Charpy-V pelos
procedimentos de soldagem TIG e SAW. Gás de proteção TIG: Ar +
2%N2. Fluxo SAW: 15W (básico) ........................................................... 68
Figura 20 - Microestrutura da junta soldada pelo método TIG obtida de uma
amostra tubo com 25,4mm de diâmetro e 1,65mm de espessura.
150x ....................................................................................................... 70
Figura 21 - Microestrutura da interface da ZTA e zona de fusão obtida pelo
método TIG de uma amostra tubo com 25,4mm de diâmetro e
1,65mm de espessura. 150x ................................................................. 70
Figura 22 - Microestrutura da junta soldada obtida pelo método TIG de uma
amostra tubo com 168mm de diâmetro e 7,1mm de espessura. 150x .. 71
Figura 23 - . Microestrutura da ZTA e da zona de fusão obtida pelo método TIG
de uma amostra tubo com 168 mm de diâmetro e 7,1mm de
espessura. 150x .................................................................................... 72
Figura 24 - Aspectos micrográficos do aço inoxidável duplex UNS S31803 no
estado como-recebido. a) DL b) transversal à DL e c) normal à DL.
Ataque Behara modificado. 200x ........................................................... 77
Figura 25 - Difratograma do aço inoxidável duplex UNS S31803 no estado comorecebido ................................................................................................. 78
Figura 26 - Gráfico da fração volumétrica de ferrita em função da energia de
soldagem para o aço duplex UNS S31803 ............................................ 79
Figura 27 - Micrografias mostrando a extensão da ZACTE para a) 1,2kJ/mm e b)
1,8kJ/mm. Ataque Behara modificado, aumento 100X .......................... 82
Figura 28 - Diagrama de Schaeffler do metal de solda dos aços inoxidáveis ........... 83
Figura 29 - Aspecto microestrutural do SAF 2205 como recebido ............................ 85
Figura 30 - Aspectos macrográficos da seção transversal do cordão de solda de
quatro amostras: (a) corrente direta e temperatura de 25°C da
chapa, razão lagura/profundidade = 1/0,238; (b) corrente direta
pulsada e temperatura de 25°C da chapa, razão lagura/profundidade
= 1/0,252; (c) corrente direta e temperatura de 7°C da chapa, razão
lagura/profundidade = 1/0,275; (d) corrente direta pulsada e
temperatura de 7°C da chapa, razão lagura/profundidade = 1/0,244 ..... 86
Figura 31 - Microestrutura da zona de fusão com alta ampliação para condição
de soldagem (a) corrente direta, chapa a 25°C e (b) corrente direta
pulsada, chapa a 25°C. .......................................................................... 88
Figura 32 - Histórico das curvas térmicas das quatro diferentes condições de
soldagem testadas ................................................................................. 89
Figura 33 - Perfil de microdureza da seção tranversal ao cordão de solda das
amostras soldadas nas condições (a) 1 e 2 (b) 2 e 3 (c) 3 e 4 (d)
todas. (BM = metal de base; HAZ = zona afetada termicamente; FZ =
zona de fusão)........................................................................................ 90
Figura 34 - Microestrutura da zona de fusão com alta ampliação para condição
de soldagem (a) corrente direta, chapa a 7°C e (b) corrente direta
pulsada, chapa a 7°C ............................................................................. 92
Figura 35 - Convenção de eixos usada para representação da imagem digital. ....... 95
Figura 36 - Representação de uma imagem. a) imagem em duas dimensões; b)
imagem representada na forma de matriz; c) imagem em 3
dimensões. ............................................................................................. 95
Figura 37 - Unidade (pixels) compondo uma imagem na forma digital ..................... 96
Figura 38 - Esquema de aplicação de filtros ............................................................. 97
Figura 39 - Uma imagem e seu histograma. (a) Micrografia óptica. (b)
Histograma de intensidade. Tradução nossa: Number of Pixels =
Número de Pixels; Pixel Intensity = Intensidade do Pixel. Note a
distribuição do gráfico, indicando baixo contraste da imagem. .............. 99
Figura 40 - Aquisição com contraste realçado. (a) A mesma amostra da Figura.
3.4 capturada com maior contraste . (b) A distribuição de
intensidades foi mais “espalhada” no histograma, ocupando uma
faixa maior de intensidades. Tradução nossa: Number of Pixels =
Número de Pixels; Pixel Intensity = Intensidade do Pixel. .................... 100
Figura 41 - (a) Imagem com 20% de ruído; (b) A mesma imagem após a
aplicação do filtro mediana ................................................................... 101
Figura 42 - uso da adição para melhorar a razão sinal/ruído. (a) Imagem de
material compósito obtida no MEV (b) O efeito da adição de 16
imagens diferentes na mesma posição. ............................................... 101
Figura 43 - Subtração (a) Imagem com iluminação irregular (b) Fundo estimado
(c) Imagem com fundo subtraído.......................................................... 103
Figura 44 - Imagem composta por objetos brilhantes num fundo preto. As
intensidades dos pixels da região quadrada indicada com a seta são
mostradas na planilha da Figura 45 ..................................................... 104
Figura 45 - As intensidades dos pixels da área selecionada na região quadrada
da imagem da Figura 44 estão apresentadas como uma matriz .......... 105
Figura 46 - Seleção e aplicação do threshold (a) O histograma da imagem da
Figura 3.9 com o nível de threshold (T) selecionado. Tradução
nossa: “Number of pixels” = número de pixels; “Pixel intensity” =
intensidade do pixel. (b) A segmentação obtida com o nível de
threshold selecionado na Figura (a) ..................................................... 106
Figura 47 - Diferença entre conectividade (ou vizinhança) 4 e 8............................. 108
Figura 48 - a) Microestrutura do aço UNS S32760, ataque Behara, 100x b)
Imagem da Figura 48 (a) após conversão para tons de cinza c)
Histograma da Figura 48 (b)................................................................. 109
Figura 49 - a) Imagem da Figura 48 (b) após aplicação de Pseudo Colors. b)
Imagem da Figura 48 (b) após correção de iluminação. c) Imagem
da Figura 49 (b) após segmentação ..................................................... 110
Figura 50 - - a) Aspecto microestrutural da liga à base de níquel-cromo utilizada
para fabricação de dispositivos odontológicos, com aumento de
100x, Microscópio eletrônico de varredura (MEV), modo electrons
retroespalhados (Backscatered secondary electrons – BSE), Grupo
F. b) Grupo TT...................................................................................... 111
Figura 51 - Imagem exemplo para uso do ImLab no processamento digital ........... 112
Figura 52 - Imagem da Figura 51 após o comando Crop do ImLab ........................ 113
Figura 53 - Imagem da Figura 3.17 após o Pseudo Colors Hues............................ 113
Figura 54 - Histograma da imagem da Figura 52 .................................................... 114
Figura 55 - - a) Imagem 3.19 após o filtro Circular Mean ser usada três vezes. b)
Histograma da imagem da Figura 3.20 (a). .......................................... 114
Figura 56 - Imagem da Figura 55 (a), após segmentação no tom 70 ...................... 115
Figura 57 - Pequenas regiões pretas que não são eram de interesse e que foram
inseridas por equivoco durante a segmentação ................................... 116
Figura 58 - Imagem exemplo onde se fez necessário a utilização do comando Fill
Holes .................................................................................................... 116
Figura 59 - Imagem da Figura 55 (a) após segmentação no “ponto de mínimo” do
histograma............................................................................................ 117
Figura 60 - Ilustração da importância do comando Close e o resultado obtido ....... 118
Figura 61 - Imagem quase original somada à imagem após todo o
processamento ..................................................................................... 118
Figura 62 - Corpo de prova pronto para ser submetido ao processo de soldagem
TIG autógeno manual ........................................................................... 122
Figura 63 - Amostra fixada no torno de bancada pronta para soldagem ................. 123
Figura 64 - Amostras após as etapas de embutimento, lixamento e polimento ...... 124
Figura 65 - A imagem ilustra o sistema utilizado no ataque químico eletrolítico
das amostras soldadas ........................................................................ 126
Figura 66 - Microscópio Stereo Olympus SZ 61 ...................................................... 127
Figura 67 - Equipamento (microscopia óptica) recentemente instalado no
Laboratório de Microscopia da Engenharia Mecânica da UERJ
através do fomento recebido pelo Edital 05/2007 PROGRAMA
“APOIO ÀS UNIVERSIDADES ESTADUAIS DO RIO DE JANEIRO –
UERJ, UENF E UEZO” no ano de 2008 ............................................... 128
Figura 68 - Microscópio Eletrônico de Varredura HITACHI TM 3000 utilizado
neste trabalho....................................................................................... 129
Figura 69 - Esquema utilizado para região de obtenção de perfil de microdureza
para as juntas soldadas arco pulsado e arco não pulsado ................... 131
Figura 70 - Macrografia da junta soldada arco pulsado. Ampliação 30X; Ataque:
Behara .................................................................................................. 132
Figura 71 - Macrografia da junta soldada arco não pulsado. Ampliação 30X;
Ataque:Behara ..................................................................................... 133
Figura 72 - Zona de transição do Metal de Base para a Zona de Fusão. Arco não
pulsado. Aumento 100X, Ataque Behara ............................................. 135
Figura 73 - Zona de transição do Metal de Base para a Zona de Fusão. Arco
pulsado. Aumento 100X, Ataque Behara ............................................. 135
Figura 74 - Zona de Fusão. Arco não pulsado. Aumento 100X, Ataque Behara ..... 136
Figura 75 - Zona de Fusão. Arco não pulsado. Aumento 500X, Ataque Behara ..... 137
Figura 76 - Zona de Fusão. Arco não pulsado. Aumento 1000X, Ataque Behara ... 137
Figura 77 - Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 100X, Ataque Behara ............ 138
Figura 78 - Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 500X, Ataque Behara ............ 138
Figura 79 - Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 1000X, Ataque Behara .......... 139
pulsado. Aumento 100X, Ataque Eletrolítico (NaOH) ........................... 140
Figura 81 - Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 1000X, Ataque Eletrolítico
(NaOH) ................................................................................................. 141
pulsado. Aumento 100X, Ataque Eletrolítico (NaOH) ........................... 141
Figura 83 - Zona de Fusão. Arco não pulsado. Aumento 1000X, Ataque
Eletrolítico (NaOH) ............................................................................... 142
Figura 84 - Imagem (d) – Imagem em tons de cinza obtida com ataque
eletrolítico usando NaOH (10 gramas para 100 ml de água
destilada). Austenita mais clara, ferrita em cinza mais escuro e fase
sigma como pontos pretos nos contornos de grãos. ............................ 143
Figura 85 - Aspecto microestrutural revelado por ataque eletrolítico com KOH (a)
ferrita, , em tons de azul e austenita, , em tons mais claros (b) fase
, nas cores marrom / preto, que apareceu após 10h de tratamento
térmico a 850°C.................................................................................... 145
pulsado. A linha amarela indica a região cujo resultado de análise
química de elementos presentes é apresentada na Figura 88 ............. 148
Figura 87 - Imagem da Figura 86 após realce de contraste, tornando clara a
distinção entre a Zona de Fusão do Metal de Base ............................. 148
Figura 88 - Resultado do EDS realizado pela técnica de line scan da região
indicada na Figura 86 ........................................................................... 149
pulsado. A linha amarela indica a região cujo resultado de análise
química de elementos presentes é apresentada na Figura 92 ............. 149
Figura 90 - Imagem da Figura 89 após realce de contraste, tornando clara a
distinção entre a Zona de Fusão do Metal de Base ............................. 150
Figura 91 - Resultado do EDS realizado pela técnica de line scan da região
indicada na Figura 89 ........................................................................... 150
Figura 92 - Aspecto micrográfico da zona de fusão da amostra por arco não
pulsado. MEV (modo SE) da superfície previamente atacada
quimicamente para análise por técnica de metalografia colorida
(“color etching”), aumento 1000X ......................................................... 152
pulsado. MEV (modo BSE) de superfície previamente atacada
quimicamente para análise por técnica de metalografia colorida
(“color etching”), aumento 1000X ......................................................... 152
pulsado. MEV (modo SE - direita) x MEV (modo BSE - esquerda) da
superfície previamente atacada quimicamente por metalografia
colorida (“color etching”), ambas aumento 1000X ................................ 153
pulsado. MEV (modo SE) da superfície previamente atacada (“color
etching”), 1000X ................................................................................... 154
Figura 96 - Aspecto micrográfico da zona de fusão da amostra por arco pulsado.
MEV (modo SE) da superfície previamente atacada (“color etching”),
aumento 500X ...................................................................................... 155
Figura 97 - Aspecto micrográfico da zona de fusão da amostra por arco pulsado.
MEV (modo SE) da superfície previamente atacada (“color etching”),
aumento 1000X .................................................................................... 155
Figura 98 - Imagem da ZF com aumento 500x antes do comando crop. Amostra
TIG manual arco não pulsado, ataque BEHARA.................................. 156
Figura 99 - Imagem da microestrutura, Figura 98, com aumento 500x depois do
comando crop. Amostra TIG manual arco não pulsado, ataque
BEHARA............................................................................................... 157
Figura 100 - Imagem da microestrutura com aumento 500x após a conversão
para tons de cinza da imagem da Figura 99 ........................................ 158
Figura 101 - Imagem com aumento 1000x obtida na ZF para amostra solda TIG
solda manual arco pulsado exemplificando a presença de “ruídos” na
fase objeto de interesse para a segmentação (austenita) .................... 159
Figura 102 - Imagem obtida após aplicação do filtro “passa baixa” circular mean
sobre a imagem da Figura 101............................................................. 159
Figura 103 - Imagem que mostra o resultado da segmentação realizada sobre a
imagem da Figura 101 sem a eliminação dos ruídos na fase
austenita ............................................................................................... 160
Figura 104 - Imagem obtida após a segmentação da fase mais clara (austenita)
na imagem da Figura 102, onde a eliminação dos ruídos na fase
austenita foi alcançada com aplicação do Kernel com operações
matemáticas específicas “passa-baixa”. .............................................. 160
Figura 105 - Histograma da imagem da Figura 101. A seta indica o tom utilizado
para a segmentação ............................................................................. 161
Figura 106 - Histograma da imagem da Figura 102. A seta indica o tom utilizado
para a segmentação ............................................................................. 161
Figura 107 - Imagem da microestrutura obtida após o comando de eliminação de
objetos pequenos aplicado sobre a imagem da Figura 104.
Pequenos objetos claros foram eliminados do background (fase
ferrita) ................................................................................................... 162
Figura 108 - Imagem da microestrutura após aplicação do comando de
preenchimento de furos sobre a imagem da Figura 107 ...................... 162
Figura 109 - Perfil de microdureza HV na superfície de soldagem pelo modo
pulsado ................................................................................................. 165
Figura 110 - Perfil de microdureza HV na superfície de soldagem pelo modo não
pulsado ................................................................................................. 166
LISTA DE TABELAS
Tabela 01 - Principais elementos de liga (aço→ferro) e suas solubilidades
máximas nas fases ferrita e austenita. As concentrações são dadas
em % peso ............................................................................................. 39
Tabela 02 - Composição química nominal dos dois aços inoxidáveis duplex de alta
liga, %peso ............................................................................................. 47
Tabela 03 - Composição química nominal de dois tipos de aço inoxidável duplex ... 52
Tabela 04 - Composição química nominal do SAF 2707 HD, Filler 27.9.5.L ............. 66
Tabela 05 - Medida dos conteúdos de ferrita na junta soldada do SAF2707 HD
mediante análise linear .......................................................................... 67
Tabela 06 - Análise química (% em peso) e os “alloying vectors” do cordão de
solda produzido pelo processo de soldagem SAW usando fluxo básico
de tipo 15W ............................................................................................ 67
Tabela 07 - Resultados dos ensaios de tração para as juntas soldadas por TIG e
SAW ....................................................................................................... 68
Tabela 08 - Temperatura crítica de pitting do cordão de solda ................................. 69
Tabela 09 - Frações volumétricas de ferrita quantificadas na ZF com soldagem
TIG circunferêncial no tubo com 25,4mm de diâmetro e 1,65mm de
espessura ............................................................................................... 71
Tabela 10 - Frações volumétricas de ferrita quantificadas na ZF da amostra com
soldagem circunferencial no tubo com 168 mm de diâmetro e 7,1mm
de espessura .......................................................................................... 72
Tabela 11 - Resultados da determinação do CPT em tubos com soldagem
circunferencial, 168 mm de diâmetro e 7,1mm de espessura ................ 73
Tabela 12 - Composição Química para 2205 e para o UNS S31803 (Percentagens
em peso) ................................................................................................ 74
Tabela 13 - Fração volumétrica da fase ferrita do material como-recebido obtida
por análise de imagens .......................................................................... 78
Tabela 14 - Composição química do aço inoxidável duplex UNS S31803 e do
eletrodo AWS 2209-17 ........................................................................... 80
Tabela 15 - Condições de soldagem, percentual de fração volumétrica da e taxa
de arrefecimento .................................................................................... 87
Tabela 16 - Fração volumétrica obtida para cada uma das regiões da
microestrutura antes (F) e após o tratamento térmico (TT) .................. 119
Tabela 17 - Composição química do aço UNS S32707 .......................................... 121
Tabela 18 - Parâmetros de soldagem ..................................................................... 123
Tabela 19 - Comparação dos resultados realizados com os obtidos por Wang, et.
al., 2006 ............................................................................................... 133
Tabela 20 - Fração volumétrica obtida para cada imagem analizada ..................... 163
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
A
amperes
ABNT
Associação Brasileira de Normas Técnicas
ACI
Alloy Casting Institute
AISI
American Iron and Steel Institute
AOD
argon-oxygen descarburization
VOD
vacuum oxygen descarburization
Ar
argônio
ASTM
American Society for Testing and Materials
AWS
American Welding Society
C
carbono
CCC
cúbica de corpo centrado
CCW
constant current welding
CFC
cúbica de face centrada
Cl
cloro
Co
cobalto
CO2
gás carbônico
comp.
comprimento
CPT
critical pitting temperature
Cr
cromo
Cr23C6
carboneto de cromo do tipo Cr23C6
Cr2N
nitreto de cromo do tipo Cr2N
Cr7C3
carboneto de cromo do tipo Cr7C3
Creq
cromo equivalente
CrN
nitreto de cromo do tipo CrN
Cu
cobre
dc
direct current
DL
direção de laminação
EBSD
electron back-scattered diffraction
EDS
energy dispersive spectroscopy
Fe
ferro
g
gramas
GBA
grain boundaries austenite
GTAW
gas tungsten arc welding
H
hidrogênio
h
horas
H2S
ácido sulfúrico
HAZ
heat affected zone
HCl
ácido clorídrico
HRC
hardness Rockwell C
HV
hardness Vickers
Hz
hertz
J
Joule
K2S2O5
metabissulfito de potássio
kJ
kilo Joule
L
litros
larg.
largura
max
máximo
MB
metal de base
MEV
microscópio eletrônico de varredura
min
minutos
mL
mililitros
Mm
milímetros
Mn
manganês
Mo
molibdênio
MPa
mega Pascal
MS
metal de solda
N
Newton
N
nitrogênio
NaOH
hidróxido de sódio
Nb
nióbio
Ni
niquel
Nieq
níquel equivalente
Ø
diâmetro
ºC
graus Celsius
P
fósforo
PCW
pulsed current welding
PDI
processamento digital de imagem
ppm
partículas por milhão
PREn
pitting resistance equivalent number
RGB
red, green, blue
Rm
limite de resistência a tração
Rp
limite de escoamento
Rp0,2
limite de escoamento a 0,2 de deformação
rpm
rotações por minuto
s
segundos
S
enxofre
SAW
submerged arc welding
SE
elétrons secundários
Si
silício
SNR
razão sinal/ruído
T
temperatura
Ti
titânio
TIG
tungsten Inert Gas
TTT
transformação tempo temperatura
UERJ
Universidade do Estado do Rio de Janeiro
UNS
unified numbering system for metals and alloys
V
volts
VOD
vacuum oxygen descarburization
Vol.
volume
W
tungstênio
X
vezes (aumento em microscopia)
ZAC
zona afetada pelo calor
ZACTB
zona afetada pelo calor de temperatura baixa
ZACTE
zona afetada pelo calor de temperatura elevada
ZF
zona de fusão
ZTA
zona Termicamente Afetada
α
fase ferrita
θ
teta
fase chi
fase austenita
fase austenita secundária
'
IGA)
intra-granular austenite
'
W)
austenita Widmanstätten
fase sigma
fase tal
%
percentual
>
maior
±
mais ou menos
≤
menor ou igual
°F
Fahrenheit
µm
mícron
SUMÁRIO
INTRODUÇÃO ...........................................................................................24
1
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ......................................................................27
1.1
Histórico ....................................................................................................27
1.1.1
Aços Inoxidáveis: generalidades ................................................................36
1.1.2
Aços Inoxidáveis Austeníticos ....................................................................39
1.1.3
Aços Inoxidáveis Ferríticos .........................................................................41
1.1.4
Aços Inoxidáveis de Estrutura Duplex Austeníco-Ferriticos .......................42
1.1.4.1 Os aços Inoxidáveis Hiperduplex................................................................46
1.1.5
Equilíbrio das Fases ...................................................................................53
1.1.6
Precipitação de Fase Sigma (
1.1.7
Formação da Austenita Secundária............................................................64
1.2
Efeitos dos Processos de Soldagem nos Aços de Estrutura Duplex ..65
1.3
Técnicas de Processamento Digital de Imagem (PDI)...........................93
1.3.1
Representação Digital de Imagens .............................................................94
1.3.2
Aplicação de Filtro ......................................................................................96
1.3.3
Principais Etapas da Análise Digital de Imagens ........................................97
1.3.4
Aquisição da Imagem .................................................................................98
1.3.5
Pré-processamento ....................................................................................98
.................................................................55
1.3.5.1 Histograma de níveis de cinza ....................................................................98
1.3.5.2 Redução de Ruído ......................................................................................100
1.3.5.3 Pseudo Coloração (Lookup Table) .............................................................102
1.3.5.4 Correção de Iluminação Irregular ...............................................................102
1.3.6
Segmentação da Imagem ...........................................................................103
1.3.7
Pós-processamento ....................................................................................106
1.3.8
Medições ....................................................................................................106
1.3.9
PDI para caracterização microestrutural.....................................................108
2
MATERIAIS E MÉTODOS .........................................................................121
2.1
Material: Aço inoxidável UNS S32707 .....................................................121
2.2
Soldagem ..................................................................................................122
2.3
Preparação Metalográfica ........................................................................124
2.4
Análise Macroscópica ..............................................................................126
2.5
Microscopia ...............................................................................................127
2.5.1
Microscopia Óptica .....................................................................................127
2.5.2
Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) ...............................................128
2.6
Processamento Digital de Imagens ........................................................129
2.7
Ensaio de Microdureza .............................................................................130
2.8
Análise Estatística dos Resultados ........................................................131
3
RESULTADOS E DISCUSSÃO .................................................................132
3.1
Macrografia ...............................................................................................132
3.2
Aspectos Micrográficos ...........................................................................134
3.3
Ataque Eletrolítico ....................................................................................140
3.4
Análise química semi-quantitativa ..........................................................147
3.5
Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) ..........................................151
3.6
Processamento Digital de Imagem (PDI) ................................................156
3.6.1
Análise Estatística ......................................................................................164
3.7
Microdureza Vickers (HV – Hardness Vickers) ......................................165
3.7.1
Análise Estatística ......................................................................................167
4
CONCLUSÃO.............................................................................................169
REFERÊNCIAS ..........................................................................................170
ANEXO I - ASTM A 923-08 ........................................................................171
24
INTRODUÇÃO
Os aços inoxidáveis da família duplex são largamente empregados em situações
que demandam a combinação de elevada resistência mecânica associada à resistência
à corrosão. Em geral, os requisitos essenciais exigidos para uma liga metálica utilizada
em atividades ligadas a indústria petroquímica são resistência mecânica, tendo em vista
os diversos esforços aos quais os materiais serão submetidos, e resistência à corrosão,
devido à severidade ambiental ao qual os materiais serão expostos. Os aços da família
duplex vêm conquistando cada vez mais espaço no setor petroquímico justamente por
possuírem tais requisitos. Aliado a isso, eles suprem as carências dos já tradicionais
austeníticos e ferríticos em muitas aplicações, pois os aços de estrutura duplex
conseguem aliar as propriedades tanto do ferrítico como do austenítico. Atribui-se suas
altas resistências à corrosão e mecânica à sua microestrutura balanceada em fases
ferrita e austenita. O aço inoxidável hiperduplex trata-se de uma situação particular do
aço duplex, assim como o superduplex.
O hiperduplex possui uma microestrutura composta por uma quantidade
aproximada de 40-45% de ferrita e 55-60% de austenita, sendo conhecido como um
material bifásico, obtido após o tratamento térmico na faixa de temperatura entre 1000 e
1200°C, seguido de resfriamento rápido em água. Esse procedimento é realizado com a
finalidade de preservar a microestrutura ferrita – austenita, que só existiria acima de
1000°C, em temperaturas mais baixas [Magnabosco, 2009].
Os
aços
de
família
duplex
constituem
sistemas
termodinamicamente
metaestáveis – fora das condições de equilíbrio termodinâmico – na condição
solubilizado e resfriado em água, uma vez que a estrutura estável em altas
temperaturas passou a ser metaestável à temperatura ambiente, e qualquer insumo de
energia na forma de calor que receberem sempre haverá uma forte tendência
termodinâmica de “buscar” uma condição de equilíbrio mais estável, e isso implica na
formação de precipitados de efeito deletério, tais como fase sigma ( ), “chi” ( ), fase
“R”, fase “G”, fase “Tal” ( ), nitretos de cromo, carbonetos complexos. Dentre essas
possíveis fases, a mais comum e crítica é a sigma, causando variações indesejáveis no
material [Martins, 2006].
25
Durante o aquecimento desses aços entre 700°C e 900°C pode ocorrer a
precipitação da fase sigma ( ), uma fase dura e frágil com uma complexa estrutura
tetragonal rica em Cr, provocando a fragilização e redução da resistência à corrosão.
Estudos indicam que a fase sigma formada a 900°C apresenta uma morfologia
particulada e isolada na microestrutura, que se precipita da fase ferrita; porém, entre
700 e 800°C observa-se a decomposição eutetóide da ferrita nas fases sigma e
austenita secundária, empobrecida em Cr e Mo se comparada com a austenita original
contida na estrutura duplex. A uma temperatura próxima a 850°C, a fase sigma pode
ser formada por três mecanismos distintos: nucleação e crescimento da ferrita original,
decomposição eutetóide da ferrita (também formando austenita secundária) e
crescimento da austenita após o consumo total da ferrita original. Esses mecanismos
levam a depreciação de Cr na região do perímetro da fase sigma, resultando o
decréscimo da resistência à corrosão [Magnabosco, 2009].
Para que este material tenha alto desempenho é necessário que sua
microestrutura seja mantida em aproximadamente 50% de ferrita e 50% de austenita.
Essa microestrutura é obtida devido à composição química e tratamento termomecânico
que este material é submetido durante sua fabricação. No entanto, devido aos ciclos
térmicos aos quais o material é submetido durante um processo de soldagem, há uma
tendência de desbalanceamento da microestrutura, que devido ao processo de
soldagem expõe o material a faixas de temperaturas perigosas, nas quais ocorre a
precipitação de compostos intermetálicos (fase sigma, fase chi, nitretos de cromo,
carbonetos de cromo, entre outros) de efeitos danosos ao material [Menezes et. al,
2005].
Sendo assim, torna-se clara a necessidade de desenvolver estudos da região
soldada de um aço inoxidável tipo duplex, tendo em vista suas fortes influências sobre
as características do material.
Essa pesquisa teve como objetivo caracterizar a junta soldada por TIG autógeno
manual por arco pulsado e não pulsado de amostras do aço inoxidável hiperduplex SAF
2707 HD. As técnicas empregadas foram a metalografia por ataque eletrolítico
(reagente NaOH) e color etching (reagente Behara), medidas de microdureza e
quantificação microestrutural por Processamento Digital de Imagem. Os aspectos
26
microestruturais foram observados por microscopia óptica (MO) e microscopia
eletrônica de varredura (MEV), estes passaram por etapas de processamento digital de
imagens (PDI) para quantificar a fração volumétrica da fase austenita. Realizou-se
análise
química
semi-quatitativa
por
EDS.
Os
resultados
foram
estatisticamente através do teste de hipóteses com distribuição t de Student.
analisados
27
1
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
1.1
Histórico
Segundo Charles (1991) a origem dos aços inoxidáveis austeno-ferríticos
ocorreu na França por volta de 1933, quando um erro de adição de elementos de
liga durante a fusão de um aço do tipo 18%Cr – 9%Ni – 2,5%Mo, na Companhia
Jacob Holtzer, resultou numa composição química contendo 20%Cr – 8%Ni –
2,5%Mo, que promoveu uma alta fração volumétrica de ferrita (α) numa matriz
austenítica ( ). Esse tipo de aço inoxidável com características magnéticas foi
estudado num laboratório de pesquisas Francês chamado Unieux, onde se
descobriu rapidamente que, qualquer que fosse o tratamento térmico empregado, a
liga bifásica / não era sensível ao ataque intergranular em vários meios corrosivos.
Essa propriedade pôde ser associada ao fato de que a formação de carbonetos era
descontínua, em contraste com a precipitação contínua observada nos aços
inoxidáveis austeníticos. A descoberta foi patenteada em 1935 como Ets JACOB
HOLTZER – brevets Français. Em 1937 foram patenteados os aços inoxidáveis
conhecidos como “duplex”, já estes contendo cobre como elemento de liga (e
também estrutura austeno-ferrítica), para melhorar a resistência à corrosão em
muitos meios agressivos. Eles foram então denominados Novas Ligas Inoxidáveis.
Já em 1940, outra patente foi registrada, dessa vez referente a aços inoxidáveis
duplex contendo cobre e molibdênio na forma de elementos de liga, descrevendo um
novo processo envolvendo tratamento térmico na faixa de 400ºC e 500ºC,
possibilitando o endurecimento desses materiais, sem afetar sua resistência à
corrosão ou causar fragilidade [Martins, 2006].
Nos Estados Unidos, encontram-se registros da mesma época sobre aços
inoxidáveis austeníticos contendo grandes frações volumétricas de ferrita. Assim,
essa nova família de aços inoxidáveis foi estudada, patenteada e comercializada
simultaneamente na França, Suécia e Estados Unidos. Uma das razões para se
usar aços inoxidáveis austeníticos com grande quantidade de ferrita foi a melhoria
das propriedades mecânicas dos componentes fundidos em relação aos aços
unicamente austeníticos. Essa possibilidade (aumentar a quantidade de ferrita) não
causou grande interesse no caso de chapas laminadas a quente, devido à baixa
28
trabalhabilidade dos aços inoxidáveis duplex e a possibilidade de ter o seu tamanho
de grão refinado por processamento termomecânico. Essas ligas bifásicas ainda
tinham uma matriz austenítica, contendo menos que 50% de ferrita [Martins, 2006].
A “Compagnie des Ateliers et Forges de la Loire” desenvolveu o aço de grau
UR 50, com uma estrutura bifásica
cujo alto valor para o limite de escoamento
(maior que 400MPa) e excelente resistência à corrosão fez dele o principal
candidato para aplicações em campos, tais como: produção de sal, refinamento de
petróleo,
indústria
alimentícia,
indústrias
de
papel
e
celulose,
indústrias
farmacêuticas, etc. Neste mesmo período já era possível produzir componentes
forjados, fundidos e estruturas soldadas desses aços [Martins, 2006].
Em 1947 o grau UR 50 foi padronizado pela marinha francesa como IT 47 cat.
16b para a condição endurecida e o grau cat. 28b para a condição solubilizada
[Martins, 2006].
Nessa mesma época, foi desenvolvido também um aço inoxidável duplex, de
nome comercial URANUS CH, com um teor de nitrogênio da ordem de 0,2% em
peso e com um limite de escoamento da ordem de 530 MPa na condição
solubilizada, devido ao efeito de endurecimento causado pelas adições de nitrogênio
e de carbono [Martins, 2006].
Todos esses aços foram produzidos em fornos a indução de alta frequência
(1200Hz), os quais serviam somente para fundir as matérias-primas, sem um
refinamento adequado. Um vácuo parcial era usado para promover a remoção de
carbono e uma desoxidação rudimentar, evitando que o “banho” fosse contaminado
pelo oxigênio e nitrogênio da atmosfera [Martins, 2006].
Naquela época, não era possível respeitar faixas analíticas estreitas e teores
muito baixos de nitrogênio na forma de produtos planos, que poderiam ser
facilmente identificados por suas quantidades elevadas de trincas. O efeito da
adição de nitrogênio na estabilidade estrutural dos aços austeno-ferríticos também
era ainda desconhecido [Martins, 2006].
De 1950 a 1970, foram realizados extensivos estudos sobre trabalhabilidade a
quente, soldabilidade e resistência à corrosão dos aços inoxidáveis duplex, e sobre
a resposta estrutural a tratamentos térmicos e termomecânicos. Entretanto, as
aplicações industriais permaneceram, a princípio, limitadas e foi a crise do níquel no
início dos anos 50 que os conduziu novamente à posição de interesse. O
29
desconhecimento da metalurgia dos aços inoxidáveis duplex, especialmente com
relação à necessidade de resfriamentos rápidos, ou mesmo, solubilização seguida
de resfriamento em água, explica a baixa ductilidade e baixa tenacidade das peças
produzidas na época [Martins, 2006].
No final da década de 1950 foi desenvolvido nos Estados Unidos o grau
CD4MCu (25%Cr-5%Ni-2%Mo-3%Cu) pelo ACI (Alloy Casting Institute). Entretanto,
devido à fragilidade dos fundidos obtidos, o teor de cromo foi reduzido para a faixa
de 22% até 23% e o tratamento térmico de solubilização, seguido de resfriamento
em água foi adotado para melhorar a ductilidade. Todavia, as aplicações práticas
desses materiais ocorreram na França, com o primeiro sino de mergulho submarino,
construído com o material UR50 para a COMEX em 1964 [Martins, 2006].
Os três primeiros navios para transporte de produtos químicos, chamados
Zambeze, Zelande e Zeebrugge, construídos no estaleiro Dunkerque em 1970,
foram confeccionados com o aço UR50. Nessa mesma época, uma nova escassez
de níquel serviu como incentivo para a produção dos aços inoxidáveis duplex em
escala industrial, que pelas suas excelentes características mecânicas e pela
resistência à corrosão tornaram-se bem conhecidos [Martins, 2006].
A introdução dos processos de refinamento VOD e AOD nos anos 70, e o
desenvolvimento contínuo até os dias de hoje, levaram a uma melhoria significativa
nas propriedades desses materiais. De fato, tornou-se possível obter reduções
consideráveis nos níveis de elementos residuais, tais como: oxigênio, enxofre,
carbono, etc. e ao mesmo tempo assegurar faixas composicionais estreitas,
incluindo a do nitrogênio [Martins, 2006].
A precisão e a reprodutibilidade na composição química possibilitaram que as
quantidades de fases
e
fossem precisamente ajustadas. Além disso, o controle
efetivo dos níveis de nitrogênio permitiu aumentar a resistência à corrosão e a
estabilidade em altas temperaturas da estrutura duplex, particularmente nas Zonas
Termicamente Afetadas (ZTA’s) geradas pelos processos de soldagem [Martins,
2006].
Finalmente, a redução nos níveis de residuais resultou uma grande melhoria
na trabalhabilidade a quente, tornando possível a produção de chapas de inoxidável
duplex, e mais recentemente, na produção de bobinas. Atualmente, várias fundições
estão equipadas com modernas unidades de refino a vácuo e/ou argônio
30
(VOD/AOD) com capacidades de processamento entre 1 e 20 toneladas/corrida.
Mesmo para pequenas toneladas, é possível obter aços com composições químicas
precisas e baixos níveis de residuais, que são de extrema importância para as
propriedades funcionais dos aços inoxidáveis duplex [Martins, 2006].
Voltando um pouco mais no tempo, há relatos que desde 1821 já se
realizavam experimentos de adição de cromo ao ferro para investigação de
propriedades. Nestes estudos, observava-se que à medida que o teor de cromo era
aumentado, o ataque metalográfico ficava mais difícil de ocorrer. No final do século
XIX, um passo importante para o desenvolvimento dos aços inoxidáveis foi dado na
Alemanha com o desenvolvimento do processo de aluminotermia1, pelo qual se
produzia cromo metálico com baixos teores de carbono [Padilha, et. al., 2007].
Estudos na Alemanha e Inglaterra por volta de 1910 mostravam a resistência
à corrosão em meios ácidos, atribuídas ao aumento do teor de cromo, em ligas à
base de ferro, e ainda, o efeito nocivo que o elemento carbono acarretava nessa
propriedade. O aumento da resistência à corrosão mostrava-se significativo a partir
de 12% de cromo e foi associado à teoria da passivação2. Sobre a natureza do filme
passivador, uma das explicações sugere que a superfície do metal reage com um
agente oxidante (normalmente o oxigênio), formando um fino filme superficial de
óxido rico em cromo, aderente na superfície do aço e invisível a olho nu. Esse filme
não é inerte nem estático e, uma vez formado, é de dissolução lenta e contínua em
pontos discretos, porém com reparo imediato do filme. O filme funciona como uma
barreira entre o metal e o meio, dificultando a corrosão do metal de base [Padilha,
et. al., 2007; Washko e Aggen, 1993; Streicher, 1977; Padilha e Guedes, 1994].
Outra explicação sobre o filme passivador, que confronta com a primeira, há quase
dois séculos, sugere que a película ou camada é adsorvida quimicamente,
normalmente o oxigênio ou íons passivadores, diminuindo a velocidade de reação
de corrosão [Padilha e Guedes, 1994].
Em torno de 1851 foram desenvolvidos e comercializados aços inoxidáveis
austeníticos e martensíticos e pouco depois, por volta dos anos 20, comercializados
os aços inoxidáveis ferríticos. Em 1927, estudos apontaram para uma estrutura
1
O processo de aluminotermia consiste no aproveitamento do intenso poder redutor do alumínio para
obtenção de metais. Por outras palavras, este processo consiste na redução dos óxidos metálicos a partir do
alumínio para obtenção dos respectivos metais.
2
Modificação do potencial do eletrodo no sentido de menor atividade (mais catódico ou mais nobre) devido a
formação de uma película de produto de corrosão. Esta película é denominada película passivante.
31
contendo ferrita e austenita, o que pode ser considerada a primeira descrição
daqueles que mais tarde passariam a ser chamados de aços inoxidáveis duplex
[Padilha e Guedes, 1994].
O interesse por esses aços tornou-se mais intenso aproximadamente em
1970 e até hoje, devido às suas propriedades de resistência à corrosão em
ambientes ácidos, clorados, aliadas às boas propriedades mecânicas, são usados
em aplicações locais onde as condições de trabalho são bastante severas, tais como
bombas para indústria de extração de petróleo, elementos estruturais de
plataformas, equipamentos da indústria química, dentre outras [Martins e Casteletti,
2005].
O método convencional de produção dos aços inoxidáveis duplex, caso da
laminação a quente, mostram estrutura contendo ferrita e austenita em lamelas
alternadas, com grãos alongados [Pohl e Padilha, 1988].
Assim, os aços inoxidáveis duplex são ligas Fe-Cr-Ni-Mo, contendo até 0,30%
em peso de nitrogênio na forma atômica, que apresentam microestruturas bifásicas
compostas por uma matriz ferrítica e pela fase austenítica precipitada com
morfologia geralmente arredondada. A concentração volumétrica de ferrita aproximase de 50% ± 5% para um material corretamente balanceado do ponto de vista
microestrutural [Martins, 2006].
A resistência equivalente à corrosão por pite3 (PREn – “Pitting Resistance
Equivalent number”) dos aços inoxidáveis duplex varia de 35 a 40 e suas aplicações
são limitadas em função dessa propriedade [Martins, 2006; Merello, et. al., 2003].
O PREn é um conceito teórico que classifica os aços inoxidáveis em duplex,
superduplex e hiperduplex através da análise de composição química que indica os
teores dos principais elementos constituintes desses aços, conforme as Equações
01 e 02 para os aços superduplex e hiperduplex, respectivamente [Martins, 2006;
Souza, et. al., 2008]:
3
40 ≤ PREn = %Cr + 3,3%Mo + 16%N < 49,0
(01)
PREn = %Cr + 3,3%Mo + 16%N ≥ 49,0
(02)
A corrosão por pite caracteriza-se por atacar materiais metálicos que apresentam a formação de películas
protetoras ou regiões passivadas, causando o rompimento da passividade e produzindo uma corrosão muito
intensa e localizada.
32
onde os elementos químicos estão em peso percentual (%peso).
Assim, os aços inoxidáveis com PREn entre 40 e 49 são considerados
superduplex e com PREn acima de 49, inclusive, são definidos como hiperduplex.
Por conseguinte, os aços inoxidáveis hiperduplex, além de reunirem todos os pré –
requisitos dos aços inoxidáveis duplex e superduplex, possuem uma resistência
equivalente à corrosão por pite (PREn) maior, o que significa que esses materiais
resistem mais a ataques químicos, principalmente aqueles provocados por solução
aquosas contendo íons halogênios (elementos pertencentes à família 7A da tabela
periódica), destacando-se dentre eles o íon cloreto, muito frequente na água do mar
[Martins, 2006; Souza, et. al., 2008].
As características mecânicas dessa categoria de material são relativamente
altas (quando comparados a outros tipos de aço), isto é, apresentam limite de
escoamento superior a 700MPa, limite de resistência à ruptura superior a 920MPa,
com alongamento de 25% mínimo e dureza 34HRC [Sandvik, 2010].
Devido a esses fatores, essas ligas ferrosas são comumente utilizadas como
elementos estruturais e componentes rotativos nas plataformas de exploração de
petróleo em mar aberto [Martins, 2006].
Aços inoxidáveis que apresentam elevadas características mecânicas e bom
comportamento à corrosão por pite não são muito comuns, uma vez que os
inoxidáveis austeníticos e austeno-ferríticos possuem moderada resistência à
corrosão e propriedades mecânicas relativamente pobres, e os aços inoxidáveis
martensíticos exibem propriedades contrárias as dos aços acima citados, o mesmo
acontecendo para os aços inoxidáveis endurecíveis por precipitação [Martins, 2006].
Especificamente para o caso do aço inoxidável superduplex da norma ASTM
A 479, grau 06A sua aplicação é recomendada em bombas centrífugas, válvulas
reguladoras de fluxos e tubos sem costura, que trabalham pressurizados (280 Bar),
transportando água do mar em temperaturas acima de 40ºC e em concentrações de
íons cloreto de até 120.000 ppm [Martins, 2006]. Segundo artigo publicado por
Souza, et. al. (2008), os aços inoxidáveis hiperduplex UNS 32707 (SAF 2707 HD)
apresentam aplicações particularmente interessantes em ambientes envolvendo
água de mares tropicais. Comparando com as ligas superduplex, o aço do tipo
hiperduplex SAF 2707 HD também estende uma condição segura de operação em
33
vários outros meios ácidos contendo cloretos, por exemplo, trocadores de calor
críticos em refinarias [Souza, et. al., 2008].
Uma grande dificuldade na obtenção de componentes fundidos em aço
inoxidável superduplex é exercer um controle eficaz sobre a precipitação da fase
sigma durante o resfriamento de solidificação, uma vez que os teores da mesma
acima de 12% em volume ocasionam o trincamento do fundido [Martins, 2006].
Os componentes obtidos pelo processo de fundição, que apresentam paredes
relativamente espessas (acima de 5 polegadas), resfriam-se, durante a solidificação,
de forma muito lenta, favorecendo com isso a precipitação em grande escala
(superior a 15% em volume) da fase sigma que sempre possui efeito deletério sobre
o material [Martins, 2006].
Apesar desses materiais apresentarem um bom desempenho em serviço, o
processo de obtenção de uma peça por meio de fundição é bastante difícil, devido
ao fato das transformações de fases desses sistemas serem muito complexas
[Martins, 2006].
A formação da fase sigma (
está associada à redução localizada de cromo e
molibdênio nos contornos de grãos. A temperaturas próximas a 950ºC, a ferrita
começa a se decompor e o crescimento da fase sigma (
ocorre como uma
transformação eutetóide da fase ferrita em fases sigma e austenita secundária (
[Martins, 2006]
A taxa de formação da fase sigma ( ) nos aços inoxidáveis duplex está
relacionada primeiramente com a difusão dos elementos de liga na ferrita e na
austenita, ou seja, ela sofre influência direta da temperatura e de características
microestruturais, tais como: tamanhos de grão e diferenças de densidade
[Weisbrodt-reisch, et al., 2006].
Além da fase sigma ( , podem precipitar na microestrutura dessas ligas
outras fases, tais como: “Chi” (
fase “R”, fase “G”, fase “Tal” ( ), nitretos de cromo
com estequiometrias CrN e Cr2N, carbonetos complexos dos tipos Cr23C6 e Cr7C3,
dentre outras. Todas elas formam-se durante a exposição ao calor [Martins, 2006].
Os aços inoxidáveis duplex quando aquecidos entram em um processo de
fragilização, que é favorecida com o aumento do conteúdo de cromo e molibdênio.
Estes elementos contribuem na formação das fases sigma (
e chi (
entre as
temperaturas de 650ºC a 1000ºC, causando uma considerável variação nas
34
propriedades mecânicas
dos
inoxidáveis
duplex,
normalmente
indesejáveis
[Weisbrodt-Reisch, et. al., 2006].
Os aços inoxidáveis duplex constituem sistemas termodinamicamente
metaestáveis4 na condição solubilizado e resfriado em água, uma vez que a
estrutura estável em altas temperaturas passou a ser metaestável à temperatura
ambiente, e qualquer insumo de energia na forma de calor que receberem sempre
haverá uma forte tendência termodinâmica de “buscar” uma condição de equilíbrio
mais estável, e isso implica em precipitações de fases secundárias, que podem
comprometer a fabricação e desempenho em serviços dos componentes [Martins,
2006].
Um exemplo de aplicação em situação crítica dos aços inoxidáveis da família
duplex é na fabricação de bombas centrífugas, que operam em pressões elevadas
(aproximadamente 280 bar) e em altas rotações (3500 rpm, ou mais), cujas
tolerâncias dimensionais são extremamente pequenas, variando de 10µm a 15µm
para áreas usinadas. O motivo principal de se projetar equipamentos com pequenas
faixas de tolerâncias dimensionais reside no fato de obter-se um bom funcionamento
do mesmo como um todo e atingir um desempenho elevado [Martins, 2006].
A aplicação de equipamentos rotativos, na forma de bombas de injecção, e
bombas “booster”, dá-se no mercado de óleo e gás, principalmente em plataformas
“offshore” [Martins, 2006]. As Figuras 01 e 02 ilustram esquematicamente uma
plataforma marítima, fixa, para extração de petróleo em águas profundas.
A função das bombas de injeção é bombear água do mar no lençol petrolífero,
localizado no subsolo marinho, aumentando assim a pressão do mesmo e forçando
o óleo e o gás nele contido a subirem para a plataforma. Esse óleo vem misturado
com um pouco de água, que após o processo de separação por diferença de
densidade, é novamente injetada no poço [Martins, 2006].
4
Sistemas termodinamicamente fora das condições de equilíbrio. A estrutura metaestável permanece
inalterada ou somente sofre pequenas alterações ao longo do tempo: todo o período de utilização do material
acontece em condições que não são as condições de equilíbrio termodinâmico.
35
Figura 01. Plataforma Offshore fixa (Fonte: ©iStockphoto.com; http://ciencia.hsw.uol.com.br/exploracao-petroleomar6htm, consulta em 3 de Julho de 2009).
Figura 02. Foto da plataforma de petróleo (Fonte: www.brasiloffshore.com.br consulta em 12 de Julho de 2011).
36
A composição dessa água de injeção, chamada de água produzida, é rica em
íons cloretos (Cl-), em concentrações que atingem valores da ordem de 80.000 ppm,
íons sulfeto (HS-, S2-), além de gases, tais como H2S, CO2 e O2, acrescidos do fato
das temperaturas algumas vezes atingirem valores acima de 40ºC [Martins, 2006].
Nesses ambientes, os materiais dos quais são construídos os equipamentos (aços
inoxidáveis duplex e superduplex), ficam sujeitos à corrosão por pite, que nucleiam
principalmente nas interfaces ferrita/austenita e crescem para o interior da ferrita.
Por isso, a grande preocupação dos projetistas de aços inoxidáveis duplex e
superduplex, é a obtenção de um balanceamento composicional adequado, de tal
forma que a resistência equivalente à corrosão por pite (PREn) seja elevada, sem
comprometer a distribuição volumétrica das fases [Martins, 2006].
O desenvolvimento de novos aços austeno-ferríticos em relação aos já
existentes e/ou novas avaliações para suas utilizações tornam-se necessários, para
aplicações no campo petrolífero, como na perfuração e produção de petróleo em
condições diversificadas [ASTM, 2001]. No meio circulante (líquido ou gás) a
aplicação destes materiais, por exemplo, em válvulas e bombas, conforme citado
anteriormente, a resistência à corrosão é afetada pela temperatura e também são
susceptíveis à ação dos agentes corrosivos do meio onde utilizados, como a água
do mar, onde cloretos, sulfetos, gás carbônico e outros gases dissolvidos estão
presentes [Padilha, 2000]. Para estes fins, os aços austeno-ferríticos necessitam de
alta resistência às mais diversas condições de corrosão [Solomon e Devine, 1984].
Quando esses aços são expostos a altas temperaturas precipitam-se diferentes
fases que influenciam nas propriedades desses materiais, principalmente as fases
sigma ( , chi ( , nitretos e carbonetos, conforme dito anteriormente. Dentre essas a
é a que tem efeito mais acentuado nos aços superduplex.
1.1.1 Aços Inoxidáveis: generalidades
Conforme dito anteriormente, os aços inoxidáveis são ligas à base de ferro
que contém pelo menos 12% de cromo, elemento que confere resistência à corrosão
em diversos meios [Aguiar, 2008].
No início do século XX, desenvolveram-se em vários países como Inglaterra,
Alemanha, França e Estados Unidos, três tipos básicos de aços inoxidáveis:
37
austeníticos, ferríticos e martensíticos [Padilha, et. al., 2007; Martins e Casteletti,
2005; Parr e Hanson, 1989]. Estudos apontavam, desde essa época, o efeito
negativo do carbono em aços inoxídáveis. O efeito de outros elementos de liga,
como o níquel, no sistema ferro-cromo-níquel também foi estudado [Padilha, et. al.,
2007; Streicher, 1977].
A alteração em quantidade de elementos de liga, como por exemplo, de
cromo, níquel e molibdênio, aliadas às técnicas adotadas mais modernas e
eficientes de redução do teor de intersticiais em larga escala, como o processo de
metalurgia de panela / refino AOD (“argon-oxygen descarburization”), em meados de
1970, tornaram possível a produção de aços inoxidáveis conhecidos atualmente
[Padilha, et. al., 2007; Washko e Aggen, 1993] e que representam um papel
importante no mundo moderno, mesmo que sua produção contribua somente com
2,2% do total de produção de aços. Estes são divididos, de acordo com sua
microestrutura, em 5 grupos [Padilha, et. al., 2007; Washko e Aggen, 1993]:
Martenísticos;
Ferríticos;
Austeníticos;
Duplex (austenítico-ferrítico);
Endurecíveis por precipitação.
Quanto à estabilização da microestrutura dos aços inoxidáveis, os elementos
de liga desempenham papel fundamental. Dois desses elementos compõem o
sistema básico dos aços inoxidáveis, que são o cromo e o níquel [ASTM, 2001]. O
cromo, que tem a estrutura cúbica de corpo centrado – (CCC) – a mesma da ferrita
(Fe- ), tende a estabilizar essa fase. Já o níquel, tem estrutura cúbica de fase
centrada – (CFC) – a mesma da austenita (Fe- ), e tende, por sua vez, a estabilizar
esta fase [Padilha, 2000].
Desta forma, a efetividade relativa dos elementos estabilizadores de ferrita
(Fe- ) é comparada ao cromo e expressa em termos de cromo equivalente (Creq),
enquanto elementos que estabilizam a austenita (Fe- ) são similarmente expressos
em termos de níquel equivalente (Nieq), como mostrado nas Equações 03 e 04
[ASTM, 2001]:
38
Creq = (%)Cr + [(1.5)(%)Si] + [(1.4)(%)Mo] + (%)Nb – 4.99
(03)
Nieq = (%)Ni + [(30)(%)C] + [(0.5)(%)Mn] + {26[(%)N – 0,02]} + 2,77
(04)
Observa-se na Equação 03, que os elementos cromo, silício, molibdênio e
nióbio são estabilizadores da ferrita. Contudo, fortes formadores de carbonetos,
como nióbio e titânio, podem consumir carbono, direcionando para uma
estabilização da austenita (Fe- ). Similarmente, a influência do nitrogênio
(estabilizador da austenita) depende da presença de fortes formadores de nitretos,
como alumínio [Solomon e Devine, 1984].
Sendo assim, uma pequena lista de elementos estabilizadores de ferrita (Fe), denominados elementos alfagênicos, inclui o molibdênio, o titânio, o nióbio, o
silício e ainda o alumínio. Da mesma forma, uma pequena lista de elementos
estabilizadores de austenita (Fe- ), denominados elementos gamagênicos, inclui o
níquel, o manganês, o carbono e o nitrogênio [Martins, 2006; Aguiar, 2008].
Como já dito anteriormente, a resistência à corrosão por “pitting”, que é uma
forma de corrosão localizada e profunda, está intimamente ligada aos teores de
alguns destes elementos de liga, como cromo, molibdênio e nitrogênio; quando o
material está exposto em meio corrosivo, principalmente na presença do íon cloreto
(Cl-). Como o cromo e o molibdênio são ferritizantes, concentram-se principalmente
na ferrita e, analogamente, o nitrogênio é austenitizante, concentrando-se
principalmente na austenita. Para medir-se a resistência à corrosão por “pitting”, no
fim da década de 60, foi proposta a Equação 05, que traduz empiricamente a
resistência equivalente (do termo em inglês “pitting resistence equivalent” – PRE) em
termos dos elementos de liga presentes na composição do aço [Martins, 2006;
Aguiar, 2008]:
PRE = %pesoCr + [3.3(%pesoMo)] + [(16 ou 30)(%pesoN)]
(05)
onde o coeficiente 30 é usado para os aços austeníticos, enquanto 16 é
usado para os do tipo duplex.
A ferrita (Fe- ) pode solubilizar, ainda que em pequenas proporções,
elementos austenitizantes, assim como a austenita (Fe- ) pode solubilizar em
pequenas proporções elementos ferritizantes. A Tabela 01 mostra alguns elementos
39
de liga do ferro e as correspondentes solubilidades máximas na ferrita (Fe- ) e na
austenita (Fe- ) [Padilha, 2000].
Tabela 01. Principais elementos de liga (aço→ferro) e suas solubilidades máximas nas fases ferrita e austenita.
As concentrações são dadas em % peso [Padilha, 2000].
Na sequência, serão abordadas as características de aços inoxidáveis
austeníticos, ferríticos e duplex, em que o último trata-se de uma combinação
composta pelas duas fases (ferrita e austenita). Os aços inoxidáveis superduplex e
hiperduplex são situações particulares do duplex.
1.1.2 Aços Inoxidáveis Austeníticos
Aços austeníticos são aqueles baseados no sistema Fe – Cr – Ni, apresentam
estrutura monofásica (CFC – Cúbica de Face Centrada) e não são endurecidos para
a formação de martensita pelo simples resfriamento em água durante a solidificação,
ou seja, o campo de fase da austenita ( ) – (CFC) – se estende até a temperatura
ambiente [Parr e Hanson, 1989].
Possuem boas propriedades de resistência à corrosão ao meio ambiente e a
ambientes ácidos, bem como altas tenacidades e soldabilidade, porém possuem
baixo valor de limite de escoamento no estado recozido (entre 200 e 250 MPa). Esse
limite de escoamento pode ser aumentado para valores acima de 400 MPa,
40
adicionando-se na liga, maiores teores de nitrogênio sendo que a ductilidade
permanece alta (comumente 0,2% em peso, porém, com possibilidade de até 0,9%
em peso), quando são denominados superausteníticos [Washko e Aggen, 1993;
Lacombe, et. al., 1993].
Os aços superausteníticos diferem-se dos austeníticos comuns, por
possuírem altos teores de cromo, níquel, molibdênio e nitrogênio, resultando num
conteúdo de ferro próximo ou menor que 50% em peso [19]. Esses teores de
elementos de liga lhe conferem alta resistência à corrosão, apresentando um índíce
PRE > 40 [Bush, et. al., 2004]. Um exemplo de aço superaustenítico é o tipo UNS
S32654, também conhecido como 654 SMO (nomenclatura AISI – “American Iron
and Steel Institute”), que possui de 2 a 4% em peso de manganês, 24 a 25% em
peso de cromo, 21 a 23% em peso de níquel, 7 a 8% em peso de molibdênio, 0,4 a
5% em peso de nitrogênio, 0,3 a 0,6% em peso de cobre, entre outros elementos
residuais (carbono ≤ 0,02% em peso, silício ≤ 0,5% em peso), além do ferro [Padilha,
et. al., 2007; Padilha e Rios, 2002].
Para aumento da solubilidade do nitrogênio, pode-se adicionar o elemento
manganês, que também é estabilizante de austenita (Fe- ), substituindo-se
parcialmente assim, o elemento níquel. Nota-se, no exemplo dado de aço
superaustenítico, que a estrutura pode solubilizar até 8% do elemento molibdênio
(que é ferritizante) e ainda assim, possuir microestrutura austenítica, devido à forte
presença de outros elementos austenitizantes, caso do níquel, nitrogênio e
manganês [Padilha, et. al., 2007].
Aços inoxidáveis austenitícos, ao serem submetidos a tratamentos nas
temperaturas entre 500 e 800ºC, por períodos suficientemente longos, podem estar
sujeitos à precipitação de carbonetos do tipo Cr23C6 nas regiões próximas aos
contornos de grão, pela reação do cromo com o carbono, presentes no aço. Esse
fenômeno
é
chamado
de
sensitização.
A
corrosão
intergranular
ocorre
preferencialmente ao longo dos contornos de grão que sofreram sensitização para
algumas ligas e em ambientes específicos [Nilson, 1992; Honeycombre, 1982].
Devido a esses riscos de degradação de propriedades ao serem aquecidos,
esses aços não são usualmente endurecidos por têmpera. Porém, podem ser
endurecidos por encruamento, como por exemplo, o processo de laminação a frio,
41
com posterior tratamento térmico de recristalização que permite também ter o
controle do tamanho do grão [Parr e Hanson, 1989].
Quando existe um meio corrosivo, principalmente quando nesse meio está
presente o íon cloreto (Cl-), os aços austeníticos são bastante sensíveis, e sob
determinadas condições de tensão, podem fissurar. Estas tensões, não são
necessariamente aplicadas diretamente na peça, podendo ser residuais de
fabricação. Essa corrosão sob tensão pode ser satisfatoriamente amenizada quando
a composição do aço é rica em níquel [Honeycombre, 1982]. Segundo Padilha e
Guedes (1994), as ligas austeníticas com altos teores de níquel e baixos residuais
de nitrogênio, são menos susceptíveis à corrosão sob tensão [Lacombe, et. al.,
1993]. O efeito benéfico do níquel na resistência à corrosão pode ser explicado pela
efetividade desse elemento na promoção de repassivação, especialmente em
ambientes redutores [Streicher, 1977].
1.1.3 Aços Inoxidáveis Ferríticos
Essa classe de aço inoxidável apresenta estrutura ferrítica (Fe- , estrutura
CCC). Entretanto, em altas temperaturas, parte dessa ferrita pode ser consumida,
transformando-se em austenita, ou ainda, precipitando algumas fases, como por
exemplo, fase sigma [ Washko e Aggen, 1993; Parr e Hanson, 1989].
Alguns aços, a partir de aproximadamente 11% de cromo como elemento de
liga, apresentam boa resistência à corrosão e podem ser usados como materiais
estruturais, que é o caso do aço AISI 405. Estes aços, para elevados teores de
cromo, têm alta resistência à corrosão em muitos meios agressivos e são muito
resistentes à corrosão sob tensão, em particular [Parr e Hanson, 1989;
Honeycombre, 1982].
Frequentemente, os aços inoxidáveis ferríticos contêm molibdênio. Esse
elemento, em combinação com o cromo, é muito eficiente na estabilização do filme
passivo em ambientes onde há presença do íon cloreto. Além disso, o molibdênio é
especialmente efetivo no aumento da resistência para a iniciação da corrosão por
“pitting” [Washko e Aggen, 1993].
Aços inoxidáveis ferríticos, assim como os austeníticos, não são usualmente
endurecidos por têmpera. Da mesma forma que os austeníticos, podem ser
42
endurecidos por deformação plástica, mas com menor coeficiente de encruamento
[Washko e Aggen, 1993; Parr e Hanson, 1989].
Quanto à sua evolução, os aços ferríticos podem ser classificados em 3
gerações, conforme a melhoria do processo de produção. A primeira geração
ocorreu no início do século XX quando os processos de fabricação não permitiam a
obtenção de baixos teores de carbono e resultavam, consequentemente, em aços
inoxidáveis com altos teores de carbono e cromo. A segunda geração é
compreendida a partir do momento da introdução de elementos de liga como o caso
do titânio e nióbio, consumidores de elementos intersticiais. Por esse motivo,
menores teores de carbono e nitrogênio em soluções sólidas eram conseguidos,
apresentando-se estabilizados na forma de carbonetos e nitretos. Além disso, o
titânio em excesso em solução sólida é um estabilizador de ferrita (fe- ),
consequentemente, nessa geração eram alcançadas estruturas completamente
ferríticas. A terceira geração surgiu por volta dos anos 70 devido às técnicas
metalúrgicas já anteriormente citadas e desenvolvidas para redução do teor de
elementos intersticiais, como VOD – (“vacuum-oxygen descarburization”) – e AOD –
(“argon-oxygen descarburization”) – onde os teores de carbono e nitrogênio não
ultrapassam 0,02%, sendo esses, também consumidos com nióbio e titânio. Com
menores teores de carbono, a partir dessa geração, foi possível aumentar os teores
de cromo para níveis maiores que 25% além da adição de molibdênio, dando origem
aos aços superferríticos [Padilha, et. al., 2007].
1.1.4 Aços Inoxidáveis de Estrutura Duplex Austenítico-Ferrítico
Conforme já dito, estes aços representam uma classe conhecida desde
meados da década de 30, porém despertaram um maior interesse industrial a partir
dos anos 70, devido à melhoria nos processos de extração do carbono. Apresentam
em
sua
estrutura
uma
mistura
de
ferrita
(Fe- )
e
austenita
(Fe- ),
consequentemente, uma combinação das propriedades destas fases [Martins, 2006;
Aguiar, 2008].
Para obter as estruturas duplex há de conseguir-se um balanço adequado
entre os elementos estabilizadores de ferrita como cromo, molibdênio, titânio, nióbio,
silício, alumínio e os elementos estabilizadores de austenita como níquel,
43
manganês, carbono e nitrogênio [Martins e Casteletti, 2005; Lacombe, et. al., 1993;
Padilha e Rios, 2002; Bush, et. al., 2004; Nilson, 1992; Honeycombre, 1982; Lima,
et. al., 2003], sendo que a efetividade relativa de cada elemento, é expressa em
cromo equivalente ou níquel equivalente, como já citado anteriormente [ASTM,
2001].
Existem ligas que são casos particulares dos aços inoxidáveis de estrutura
duplex, denominadas superduplex. Esses superduplex compreendem os aços com
quantidades de cromo, molibdênio e nitrogênio maiores que os aços inoxidáveis de
estrutura duplex mais comuns, resultando em índices PRE > 40, tornando seu uso
satisfatório em ambientes agressivos, como por exemplo, a água do mar [Padilha,
et. al., 2007; Nilson, 1992; Ura, et al., 1994].
O nitrogênio é um elemento que comumente está presente nos aços
inoxidáveis duplex. Ele é um forte estabilizante da austenita, cerca de 30 vezes mais
eficiente que o níquel e, consequentemente, concentra-se na fase austenítica. Seu
efeito pode ser o endurecimento dessa fase por solução sólida. Além disso, ele
ajuda a melhorar a resistência à corrosão por “pitting” [Park e Lee, 2001].
Lopez e colaboradores (1999) sugerem ainda outro efeito que o nitrogênio
pode causar em um aço inoxidável duplex, é o retardamento da precipitação de
carbonetos de cromo em temperaturas de tratamento entre 675 e 900ºC, devido à
formação preferencial de nitretos, evitando um empobrecimento acentuado de cromo
em regiões intergranulares, nessas condições [Lopez, et. al., 1999].
Os aços inoxidáveis duplex, que possuem baixos teores de carbono,
solidificam-se com estrutura ferrítica e, a presença da austenita, surge e forma-se já
no estado sólido. Os que possuem maior teor de carbono, também solidificam
primeiramente a ferrita e o carbono enriquece o líquido remanescente, o que
condiciona a solidificação posterior da austenita e carbonetos de cromo. A austenita
pode ainda, formar-se durante o resfriamento nos grãos de ferrita [Padilha, et. al.,
2007; [Pohl e Padilha, 1988].
Ligas comerciais de aços inoxidáveis duplex são processadas por deformação
a quente. Esse tipo de trabalho, que é realizado em temperaturas entre 900 e
1200ºC, gera grãos de ferrita (Fe- ) e austenita (Fe- ) alongados, na direção da
laminação. O trabalho a quente nestes aços, promove ainda a formação de lamelas
ou camadas alternadas (Fe- ) e (Fe- ) tridimensionalmente. A energia de interface
44
(Fe- )/(Fe- ) é menor que (Fe- )/(Fe- ) e (Fe- )/(Fe- ), fator que favorece e pode
explicar a formação dessas lamelas alternadas [Martins, 2006; Aguiar, 2008].
Durante a deformação a quente, a deformação plástica ocorre principalmente
por deslizamento de planos cristalinos com orientações preferenciais, resultando na
chamada textura de deformação. A textura final de um material depende
primordialmente da mudança de forma imposta durante a deformação, da
temperatura na qual ocorreu a conformação, e ainda, no caso particular de
pequenas deformações, da orientação inicial dos grãos antes da deformação [Lima,
et. al., 2003]. Um mesmo aço inoxidável duplex, por exemplo, pode apresentar
diferentes orientações, caso as condições de laminação e recozimento sejam
diferentes [Tschiptschin e Garzón, 2003]. A textura pode levar a uma forte
anisotropia das propriedades mecânicas [Nilson, 1992].
Como visto, os aços duplex apresentam em sua composição química
elementos ferritizantes e austenitizantes. Estes, por sua vez, geralmente passam por
condição de tratamento térmico entre 1000ºC e 1300ºC onde as proporções de fases
podem ser alteradas, devido à instabilidade da ferrita em altas temperaturas. As
quantidades desejadas de ferrita e austenita nos aços da família duplex (incluindo os
superduplex e os hiperduplex) são de 50% de cada fase. Geralmente, as
composições são ajustadas para se obterem tais proporções de cada fase depois da
solubilização entre 1050ºC e 1150ºC e, nestas condições, a percentagem de ferrita
não varia muito com a velocidade de resfriamento posterior. Devido a essas razões
de balanço de composição química e tratamentos térmicos pelos quais estão
sujeitos os aços, a quantidade mínima de 20% de cromo normalmente é necessária
na composição para que o aço alcance estrutura duplex [Martins, 2006; Aguiar,
2008].
Monlevade (2002) caracterizou um aço inoxidável duplex do tipo UNS 31803
por microscopia óptica, após ter sido submetido a trabalho de conformação
mecânica a quente (deformação plástica em temperatura onde a recristalização do
material ocorre simultaneamente à deformação e encruamento). Esta caracterização
permitiu a observação da estrutura lamelar como citado anteriormente, e que é
mostrada na Figura 03. Este mesmo trabalho caracterizou por técnica EBSD
(“Electron Back-Scattered Diffraction” – Difração de elétrons retroespalhados) a
45
amostra desse aço como recebida, concluindo que a mesma apresentava textura,
ainda que fraca.
Uma situação particular é a dos aços inoxidáveis superduplex, que devido a
forte presença de elementos ferritizantes, a estrutura ainda pode ser duplex mesmo
em temperaturas de trabalho de 1300ºC. Temperaturas acima disso, podem causar
oxidação severa, enquanto abaixo de 1000ºC, pode resultar em formação de
precipitados e fragilização [Shiao, et. al., 1993]. Assim, cabe realçar que os aços
superduplex são uma excelente opção quando o ambiente é agressivo em termos de
ataque químico corrosivo e em temperaturas entre 1000ºC e 1300 oC.
Figura 03. Estrutura lamelar do aço inoxidável duplex tipo UNS 31803 na direção da laminação. Fase escura
ferrita e fase clara austenita [Monlevade, 2002].
46
1.1.4.1Os Aços Inoxidáveis Hiperduplex
Apesar das inúmeras aplicações dos aços inoxidáveis duplex e superduplex,
existem áreas onde a resistência à corrosão destas ligas é insuficiente para uma
longa vida útil, onde se fazem necessários materiais de maior custo e com maior
resistência à corrosão.
Como um exemplo, durante a última década tem-se discutido muito sobre a
resistência à corrosão de diversas ligas duplex em água do mar, e mesmo que o
superduplex não sofra corrosão em água do mar a baixas temperaturas, este
apresenta limitações em temperaturas mais elevadas. Por este motivo havia um
claro desejo por novas ligas com maior resistência à corrosão do que a disponível
nos aços inoxidáveis superduplex.
Para este fim, os aços hiperduplex foram desenvolvidos. O SAF 2707 HD é
um exemplo deste tipo de aço. Além da alta resistência à corrosão por cloretos, este
também
oferece
propriedades
mecânicas
superiores,
apresentando
uma
combinação de elevadas resistência à ruptura e dureza associada a elevado limite
de escoamento, mantendo um alongamento mínimo de 25%, comparando-se ao
superduplex SAF 2507 (UNS S32750). A melhorada resistência à corrosão estende
o uso dos aços inoxidáveis duplex em ambientes agressivos contendo cloretos,
como em águas de mares tropicais (quentes) [Souza, et. al., 2008].
Com altos custos geralmente associados à manutenção e o desejo de
prolongar os períodos entre inspeções, o aumento de confiabilidade é um fator
chave para baixar o custo de manutenção. Os materiais de construção selecionados
devem suportar as variações de condições, que são vivenciadas com frequência.
Com este histórico, o desenvolvimento de um material que vai além dos aços
inoxidáveis superduplex tem sido uma etapa natural com o intuito de atingir as
demandas atuais e futuras das indústrias por materiais econômicos e de alto
desempenho.
De acordo com Souza e colaboradores (2008), o SAF 2707 HD (UNS
S32707) apresenta uma composição bem balanceada, com aproximadamente 50%
ferrita e 50% austenita, e foi projetado para uso em ambientes ácidos contendo
cloretos. A combinação de cromo, nitrogênio e molibdênio aumenta a resistência à
corrosão localizada como, por pite ou por fresta. Em materiais duplex é importante
47
que o valor individual de PRE das duas fases, ferrita e austenita, sejam similares,
para então prevenir o início de uma corrosão na fase mais fraca. No SAF 2707 HD,
o PRE nominal é 49. O valor individual de PRE em cada fase é balanceado dentro
de uma unidade de PRE, em média. Os elementos contidos também são
balanceados para proporcionar maior resistência ao impacto (tenacidade) e menor
risco de formação de fases frágeis durante o recozimento.
As composições químicas do SAF 2707 HD e SAF 2507 são dadas na Tabela
02.
Tabela 02. Composição química nominal de dois aços inoxidáveis duplex de alta liga, %peso [Souza, et. al.,
2008].
Liga Sandvick
UNS
SAF 2507
S32750
SAF 2707 HD
S32707
C
PRE
Cr
Ni
Mo
N
0,03
25
7
4
0,3
42
0,03
27
6,5
5
0,4
49
máx
nominal
O SAF 2707 HD foi, conforme já dito, projetado para possuir mais alta
resistência mecânica quando comparado aos aços da família duplex. A estrutura
duplex gera um limite de escoamento aproximadamente duas vezes maior que os
dos aços inoxidáveis austeníticos, com a correspondente resistência à corrosão por
pite. A mais elevada resistência mecânica dos materiais duplex pode, em muitos
casos, admitir uma redução de espessura do material, diminuindo o peso e o custo
total da instalação. Apesar de sua alta resistência, a ductilidade se mantém elevada
e, portanto, os métodos comuns de fabricação por conformação mecânica podem
ser realizados da mesma forma que com os aços austeníticos [Souza, et. al., 2008].
Os valores típicos de resistência ao escoamento e limite de resistência, para
os aços hiperduplex, são 800MPa e 1000MPa, respectivamente. O valor do
alongamento se apresenta acima de 25% no estado recozido. Quando o metal é
exposto a altas temperaturas, os efeitos do endurecimento por solução e por
deformação diminuem, pois a difusividade dos átomos (substitucionais e intersticiais)
se eleva, e a densidade de discordâncias diminui, devido à alta velocidade de
escoamento das discordâncias. Os gráficos das Figuras 04 e 05 mostram,
respectivamente, o limite de escoamento (Rp0,2) e o limite de resistência à tração
(Rm), medidos em tubos de trocador de calor de aço hiperduplex SAF 2707 HD com
48
espessura máxima de 4mm e em temperaturas variando de 20 a 300ºC segundo
Souza A., Peres E. e Signorelli R., 2008 [Souza, et. al., 2008].
Média
T (ºC)
Figura 04. Gráfico do limite de Escoamento Rp0,2 do SAF 2707 HD [Souza, et. al., 2008].
Média
T (ºC)
Figura 05. Gráfico do limite de resistência à tração Rm do SAF 2707 HD [Souza, et. al., 2008].
Souza e colaboradores (2008), relatam que os aços inoxidáveis duplex podem
ser utilizados em uma faixa de temperaturas bastante ampla e que varia
aproximadamente entre -50ºC e 300ºC, com algumas diferenças em limites de
projetos, distintas ligas e padrões. O limite inferior de temperatura de utilização é o
fato de que os duplex, assim como outros materiais com matriz ferrítica, sofrem
fragilização a temperaturas mais baixas. O limite superior também é dado pela
fragilização, onde a fase ferrítica passa por transformações com o tempo. Este
fenômeno é conhecido como fragilização dos 475ºC, porque a taxa de
decomposição da ferrita geralmente é maior nesta temperatura. O SAF 2707 HD
49
possui baixa resistência ao impacto e sua temperatura de transição de dúctil / frágil é
menor que -50ºC. O gráfico da Figura 06 mostra a energia de impacto numa faixa de
temperaturas entre -200ºC e 100ºC. As amostras foram retiradas nas direções
longitudinais e transversais de um tubo extrudado a quente e solubilizado [Souza, et.
al., 2008].
Energia de impacto, [J]
T [ºC]
Figura 06. Curva de energia de impacto para o SAF 2707 HD usando amostras padrão para ensaio
charpy V (10 x 10 mm) [Souza, et. al., 2008]
Estudos realizados por Chai e colaboradores (2009) sobre os aços inoxidáveis
hiperduplex de especificação SAF Sandvik 3207 HD, desenvolvidos para aplicações
em águas profundas, tiveram como objetivo analisar o comportamento desse
material para o emprego em tubos umbilicais, conhecidos como “subsea umbilicals”.
Estes servem para conectar a estação de controle da plataforma ao fundo do mar
(seabed), conforme ilustrado na Figura 07, em que as condições desses meios
50
apresentam taxas de pressão acima de 15.000 psi (10,34 MPa), para grandes
profundidades, maiores de 2500 m [Chai, et. al., 2009].
Estação controle
controlecontrole
Tubos umbilicais
(“subsea
Seabeds
Figura 07. Representação esquemática de extração de petróleo e no detalhe os tubos umbilicais que utilizam aço
do tipo hiperduplex. [Fonte: www.ien.gov.br, consulta em 03 de Julho de 2009]
Os “subsea umbilicals” são utilizados não somente para transmitir os sinais de
controle necessários à estação, como também para a injeção de produtos químicos
nas linhas de óleo e gás. Eles são constituídos por tubos de aço inoxidável e cabos
elétricos entre outros, como esquematizado na Figura 08. Para tais materiais
aplicados para este tipo serviço, requer-se excelente resistência à corrosão e
elevadas propriedades de resistência à fadiga. Os aços inoxidáveis superduplex,
têm sido uma das escolhas mais comuns de materiais a serem aplicados, desde que
foram introduzidos na indústria em 1993. Contudo estes apresentam limitações,
exigem maiores espessuras de parede dos tubos e podem necessitar de
revestimento para proteção corrosiva adicional. Devido ao aumento das espessuras,
esses materiais podem perder a estabilidade estrutural, não sendo capazes de
suportar o peso próprio. Isto implica no aumento do custo de projeto e instalação
[Chai, et. al., 2009].
51
Figura 08. Representação esquemática da seção transversal do “subsea umbilical” [Chai, et. al., 2009].
Esses desafios exigem o desenvolvimento de novos materiais, que
apresentem propriedades mecânicas mais elevadas, alta resistência à fadiga e
melhor resistência à corrosão. Como já dito anteriormente e segundo o fabricante, o
aço inoxidável hiperduplex Sandvik SAF 3207 HD possui tensão de escoamento
20% maior do que os aços superduplex, melhor resistência à corrosão e comportase satisfatoriamente à temperatura de serviço até 90ºC. Ainda conforme as
informações do fabricante, os benefícios da aplicação do hiperduplex são
consideráveis, sendo possível reduzir a espessura de parede. Isso torna o sistema
mais leve facilitando a instalação, e também maior vida útil ao material, resultando
na redução de custos. A Figura 09 mostra as microestruturas típicas do material
utilizado na fabricação dos tubos umbilicais, obtidas nas direções longitudinal e
transversal ao sentido de extrusão [Chai, et. al., 2009].
52
(a)
(b)
Figura 09. Microestrutura do Sandvik SAF 3207 HD. Fase branca: austenita e fase cinza: ferrita. (a) Direção
longitudinal e (b) direção transversal [Chai, et. al., 2009].
A Tabela 03 apresenta as composições químicas dos aços inoxidáveis do tipo
duplex, Sandvik SAF 3207 HD (hiperduplex) e Sandvik SAF 2507 (superduplex). O
Sandvik SAF 3207 HD contém Cr, Mo, Ni e N como os seus principais elementos de
ligas (o percentual de nitrogênio nesses aços pode variar até aproximadamente
0,5%). As altas concentrações dos elementos Cr, Mo e N juntos favorecem elevada
resistência mecânica e simultaneamente boa trabalhabilidade para fabricação de
tubos extrudados sem costura.
Tabela 03. Composição química nominal de dois tipos de aço inoxidável duplex [Chai, et. al., 2009].
Grade
UNS
Sandvik SAF
S33707
3207 HD
Sandvik SAF
S32750
2507
C_max
Cr
Ni
Mo
N
PRE
0,03
32
7
3,5
0,5
50
0,03
25
7
4
0,3
42,5
O número equivalente de resistência à corrosão por pite, PRE, dessas duas
ligas também é apresentado na Tabela 03. O aço Sandvik SAF 3207 HD possui PRE
mínimo de 50, enquanto que o Sandivik SAF 2507 possui 42,5.
Devido à elevada quantidade dos elementos de liga e a microestrutura de
grãos finos, o aço Sandvick SAF 3207 HD apresenta alta resistência à tração e, na
condição de temperado e recozido a sua resistência mecânica é maior entre todos
os aços inoxidáveis duplex existentes, 20% superior ao superduplex Sandvick SAF
2507. A Figura 10 mostra os grãos microconstituintes da estrutura do SAF 3207 HD,
observados a partir de uma amostra obtida do material utilizado para a fabricação
dos tubos umbilicais. A média do tamanho dos grãos para a fase austenítica é de
53
3,6µm e 5,1µm para a ferrítica, resultando no tamanho médio de grão de 4,4µm.
Materiais que possuem uma microestrutura com grãos menores apresentam maior
limite de escoamento e menor ductibilidade [Chai, et. al., 2009].
Figura 10. Microestrutura do SAF 3207 HD. Amostra obtida do tubo umbilical. Grãos coloridos (3,6µm): austenita
e grãos cinza (5,1µm): ferrita. [Chai, et. al., 2009].
1.1.5 Equilíbrio das Fases
Conforme já observado, para que a estrutura duplex seja estabilizada nas
proporções desejadas, é necessário que os elementos de liga estejam balanceados.
Todavia, quando esses aços são expostos a temperaturas elevadas, o equilíbrio
termodinâmico é alterado e a tendência do sistema é de alcançar uma situação de
menor energia, precipitando fases diferentes das originais do sistema duplex. Esses
aços, devido à grande quantidade de elementos de liga, estão sujeitos à precipitação
de inúmeras fases, como mostram as Figuras 11 e 12, que apresentam,
respectivamente, um diagrama Tempo – Temperatura – Transformação (TTT) para o
sistema superduplex e um diagrama binário de ferro – cromo de equilíbrio de fases
[Padilha, et. al., 2007]. Contudo, o diagrama da Figura 12 é alterado dependendo
dos demais elementos de ligas presentes no material, bem como das suas
quantidades. Tais fases podem causar danos à resistência mecânica e de corrosão
do material [Aguiar, 2008].
54
Figura 11 – Diagrama esquemático Tempo – Temperatura – Transformação (TTT) tipo C, mostrando as
possíveis transformações de fases em aços inoxidáveis duplex [Martins, 2006].
Figura 12 – Diagrama binário ferro – cromo de equilíbrio de fases [Martins, 2006].
55
1.1.6 Precipitação de Fase Sigma (
Como os aços inoxidáveis de estrutura duplex são susceptíveis à precipitação
de fases adicionais que afetam negativamente tanto a resistência à corrosão, quanto
as propriedades mecânicas, serão melhor apresentadas aqui algumas generalidades
à respeito dessas fases secundárias.
Segundo Kobayashi e Wolynec (1999) essas fases podem ser formadas
durante a solidificação da liga, ou em subsequentes tratamentos térmicos, ou
processos de deformação plástica, ou ainda devido a processos de envelhecimento
durante o uso / aplicação desses materiais, causando um efeito marcante sobre a
sua trabalhabilidade e vida útil. Uma das possíveis fases a serem formadas é a fase
sigma, um composto intermetálico duro e frágil, rico em Cr e Mo. Esta fase é
formada a partir da fase ferrita.
Kobayashi e Wolynec (1999) expõem que a fase sigma nos aços inoxidáveis
é um composto intermetálico não magnético, com uma complexa estrutura
tetragonal, e quando presente torna-se responsável pelo efeito deletério sobre
ambas as propriedades de resistência à corrosão e resistência mecânica dos aços
da família duplex. Tais informações corroboram com os estudos apresentados pelos
pesquisadores Padilha e colaboradores (2007), Martins e Casteletti (2005) e Zucato
e colaboradores (2002).
Brain e Griffth (1927) foram os primeiros a detectarem essa fase, durante
investigações sistemáticas de ligas Fe-Cr-Ni. Eles encontraram, em certas variações
de composições, a presença de uma fase dura e frágil, que foi responsável pelo
modo de falha por fratura de uma amostra durante o teste de dureza.
Em muitos aços inoxidáveis de estrutura duplex essa fase é formada entre
600ºC e 950ºC, e a sua precipitação torna-se mais rápida entre 700ºC e 900ºC. A
fragilização de algumas ligas devido à precipitação da fase sigma nos inoxidáveis
duplex pode ocorrer em curtos intervalos de tempo, na ordem 3 minutos [Hall e
Algie, 1966].
Brandi e Padilha (1992) e Maehara e colaboradores (1983) observaram
durante a precipitação da fase sigma em aços inoxidáveis duplex, que conforme o
aumento da quantidade de fase sigma no sistema, ocorre simultaneamente a
diminuição da fase ferrita, até que esta seja totalmente consumida. A partir desta
56
constatação, concluiu-se que a fase sigma é formada pela fase ferrita. O mecanismo
proposto para essa transformação é a decomposição da ferrita de acordo com a
seguinte reação:
Ferrita → sigma + austenita secundária
Existe um consenso entre vários pesquisadores [Brandi e Padilha, 1992;
Maehara, et. al., 1983; Barbosa, et. al., 1976; Norstrom, et al., 1981] que a
nucleação da fase sigma ocorre na interface das fases autenita / ferrita, e cresce em
direção à ferrita.
Brandi e Padilha (1992) e Barbosa, et. al. (1976) verificaram que inicialmente
os precipitados da fase sigma são como filmes, formando uma camada no entorno
da interface das fases austenita/ferrita. Nas temperaturas na ordem de 700ºC a
800ºC, este filme torna-se mais espesso até a formação da austenita, permitindo a
cooperação para o crescimento eutetóide lamelar. Para altas temperaturas o
crescimento cooperativo é mais difícil de ocorrer, pois implicaria no consumo do
potencial termodinâmico para formar as interfaces das fases sigma/austenita. Em
adição, nas altas temperaturas os átomos podem difundir-se em distâncias maiores,
que favoreceriam a formação de uma “grande” fase sigma, isto é, uma separação
eutetóide.
O crescimento da fase sigma ocorre da fase ferrita, ao invés da austenita,
pois a fase sigma é rica em elementos ferritizantes e a difusão na ferrita é mais
rápida do que na austenita.
O efeito prejudicial da fase sigma na resistência à corrosão dos aços
inoxidáveis duplex foi relatado em vários trabalhos. Este efeito tem sido avaliado
através de diferentes testes, tais como testes de corrosão em geral, entre outros
mais específicos, como testes de corrosão por pite, por fresta, intergranular e
corrosão sob tensão. Acrescentando-se ainda, este efeito tem sido causa de
maiores preocupações nos procedimentos de soldagem dos aços inoxidáveis
duplex, pois durante este processo a fase sigma é formada nas zonas termicamente
afetadas. Faz-se importante citar, que em linhas de tubulação produzidas de aço
duplex há alguns registros de ocorrência de pontos de vazamento nessas regiões
[Egan, 1997].
57
De acordo com Truman e Pirt (1983) este efeito é uma conseqüência da
diminuição dos conteúdos de cromo e molibdênio nas fases matrizes, pois a fase
sigma é consideravelmente mais rica desses elementos, do que as fases ferrítica e
austenítica. Adhe, et. al. (1996) propuseram que esta redução está confinada às
regiões adjacentes à fase sigma. Wilms et al., 1994, por outro lado, observaram que
a corrosão localizada inicia-se próxima às fases sigma e austenita secundária.
Alguns trabalhos sobre aços inoxidáveis duplex dizem que processo de
laminação a quente, que comumente ocorre na faixa de 800ºC a 900ºC, pode
acelerar a precipitação desta fase devido à deformação a quente [Bush et al., 2004;
Voronenko, 1997]. O trabalho de Chandra e Kushlmayr, (1988) aponta evidências de
que deformação a quente provoca introdução de defeitos na rede cristalina em aços
inoxidáveis duplex. Estes defeitos tornam-se pontos de nucleação para precipitação
de fase
além da temperatura, propícia para que ocorra essa precipitação. Este
fato pode explicar a causa da precipitação da fase
durante o envelhecimento a
900ºC, ser mais veloz num aço deformado a quente que no mesmo aço sem
deformação [Chandra e Kushlmayr, 1988].
A literatura também sugere que a precipitação da fase
em aços de estrutura
duplex pode ocorrer devido à instabilidade da ferrita em altas temperaturas, onde
regiões da ferrita próximas da interface (
são enriquecidas com cromo e
molibdênio, tornando-se sítios preferenciais para nucleação e o crescimento, que se
dá em direção à ferrita, não alterando significativamente a austenita. Esse processo
de consumo da fase ferrita e surgimento da fase deletéria
pode ser rápido e iniciar-
se nos primeiros minutos de envelhecimento [Washko e Aggen, 1993; Bush et al.,
2004; Transcontrol, 2007; Sandvik, 2008]. Nesta explicação, a fase sigma advém de
uma transformação eutetóide
→
A fase
é chamada de austenita
secundária.
Para longos tempos de exposição a 800 ou 850ºC (por exemplo, 100h),
encontra-se a precipitação dessa fase, até mesmo nos contornos de austenita
(
para alguns aços inoxidáveis duplex [Vander-Voort, 1986; Buhler e aydin,1986;
Vander-Voort, 1985].
A Figura 13 mostra um desenho esquemático que representa a complexidade
de uma célula unitária da fase sigma ( , com as possíveis ocupações dos átomos.
58
Figura 13 – Representação da estrutura cristalina tetragonal complexa da fase
que possui 30 átomos por célula
unitária [Martins, 2006]
A fase
leva ao empobrecimento de cromo em regiões próximas aos
contornos ( ) / ( ), ( ) / ( ) e ( ) / ( ), diminuindo a resistência à corrosão em
ambientes agressivos, além dos já citados redução da tenacidade, do alongamento
e elevação da dureza [Bush, et. al., 2004; Buhler e Aydin, 1986; Vander-Voort,
1985].
Como sugerido pela literatura, a fase
pode ser formada nos aços
inoxidáveis duplex durante o tratamento térmico de envelhecimento, principalmente
pelo rearranjo dos elementos ferro, cromo e molibdênio numa estrutura tetragonal
[Martins, 2006; Nilson, 1992]. Uma situação acentuada é a dos aços superduplex,
que pela maior proporção de cromo e molibdênio em relação aos duplex
convencionais são mais sensíveis a esse tipo de precipitação. Como resultado, pode
haver ocorrência da fase
em menores tempos. O molibdênio também tende a
aumentar a faixa de temperatura de ocorrência dessa fase nos aços inoxidáveis
duplex [Nilson, 1992].
Ambos os elementos, cromo e molibdênio, aumentam também a velocidade
de precipitação e fração de volume da fase
Os aços inoxidáveis superduplex,
portanto, requerem cuidados especiais, assim como resfriamentos mais rápidos
durante a solidificação. O níquel também acelera a cinética de precipitação da fase
59
pois esse elemento diminui a estabilidade da ferrita nessa região de temperatura
[Vurobi e Mitsuyuki, (2008)], provocando a partição dos elementos cromo e
molibdênio (formadores da fase
para a ferrita [Park e Lee, 2001].
Para os aços inoxidáveis duplex contendo altos teores de nitrogênio em
solução sólida, nos estágios iniciais do envelhecimento a 860ºC, podem precipitar
nitretos (Fe2N, Cr2N) a partir da austenita. Para essas condições de temperatura, a
ferrita do aço duplex pode até ser completamente consumida, dependendo do tempo
de exposição, para dar origem à fase
[Vander-Voort, 1986].
Durante a solidificação, a partir do estado fundido, enquanto a fase
é
evitada pelo resfriamento rápido a partir de soluções sólidas em altas temperaturas,
como visto, essas condições de resfriamento começam a ser favoráveis para
precipitação de nitretos como o Cr2N, fator que complica tratamentos térmicos para
ligas duplex com nitrogênio [Park e Lee, 2001; Vander-Voort, 1986; Vurobi e
Mitsuyuki, 2008].
A fase
como visto, é indesejada e as condições de sua precipitação durante
o uso do material (produto final) devem ser evitadas. Entretanto, estudos apontam a
precipitação intencional dessa fase em aços inoxidáveis superferríticos, na intenção
de facilitar a fragmentação, produzindo-se com sucesso matéria-prima usada na
metalurgia do pó. Com técnicas apropriadas de conformação, sinterização e
tratamento de solubilização, o pó tem condições de dar origem a um produto final
desejado com estrutura revertida para ferrita [Cortie, et. al., 2005].
A Figura 14 mostra um diagrama TTT para um aço inoxidável duplex de
especificação DIN W.-Nr. 1.4462 de composição química 22,51% Cr; 5,6% Ni;
3,03% Mo; 0,134% N e 0,03% C, que ilustra as transformações que ocorrem na
estrutura em função do tempo e temperatura de tratamento térmico [Reick, et al.,
1998].
60
Figura 14 – Diagrama TTT após tratamento de solubilização (curva ) e após 20% de redução de espessura
(todas as outras curvas). rs = início da recristalização; ts = início da transformação eutetóide ( →
da
ferrita em sigma mais austenita [Reick, et. al., 1998].
Para a faixa de temperatura entre 850ºC até 1000ºC, observa-se na Figura 14
que o início da recristalização da ferrita ocorre em tempos menores que da
austenita. O que ainda pode ser observado é que a recristalização da ferrita inicia-se
em temperaturas mais baixas que da austenita [Reick, et. al., 1998].
Apesar da austenita possuir menor energia de falha de empilhamento que a
ferrita, o que representaria uma maior tendência para que ocorresse a
recristalização, a mobilidade dos átomos em estruturas cúbicas de corpo centrado,
como o caso da ferrita, é maior que no caso de estruturas cúbicas de face centrada,
como é o caso da austenita. Esse fato pode explicar menores tempos e
temperaturas para a recristalização da ferrita [Reick, et. al., 1998].
Com base nos resultados apresentados no trabalho de Kobayashi e Wolynec
(1999) sobre avaliação da baixa resistência à corrosão das fases formadas durante
a precipitação da fase sigma nos aços inoxidáveis duplex, pode-se observar na
Figura 15 a micrografia da amostra do aço inoxidável duplex, especificação UNS
S31803 (AV2205), após tratamento térmico a 1050ºC durante 30 minutos. Neste
aspecto micrográfico, nota-se que a fase mais clara corresponde a fase austenítica e
a mais escura a fase ferrítica e, ambas as fases apresentam uma microestrutura de
forma lamelar, que foi confirmado por observações a outros dois planos ortogonais
aos apresentados na Figura 15.
61
Figura 15 - Microestrutura da liga AV2205 solubilizada e recozida a 1050ºC por 30 minutos. Aumento de 811X
[Kobayashi e Wolynec, 1999].
A Figura 16 mostra a microestrutura da mesma liga depois do tratamento
térmico a 850°C durante 1 hora; segundo o autor, a austenita é a fase cinza contínua
na microestrutura, enquanto a ferrita é a fase cinza dispersa. E a sigma é
identificada pela fase branca, nota-se que esta fase nuclea-se na interface
austenita/ferrita e cresce para dentro da fase ferrita. E a austenita secundária,
originada da decomposição eutetóide, não é identificada na micrografia [Kobayashi e
Wolynec (1999)]. Na microestrutura também nota-se a presença de regiões escuras,
as quais não foram identificadas pelos autores. Observando-se a microestrutura,
também não é possível identificar claramente as fases cinza contínua e cinza
dispersa, denominadas pelos autores, contudo, a presença da fase sigma em
coloração branca é perfeitamente distinguida.
62
Figura 16 - Microestrutura da liga AV2205 após tratamento térmico a 850ºC por 1h. Fase siga: branca, austenita:
fase contínua cinza, ferrita: fase dispersa cinza. Aumento 811X. [Kobayashi e Wolynec, 1999]
Como a austenita secundária não foi detectada microscopicamente, pôde-se
admitir que ela se precipita nas regiões adjacentes à austenita já existente, ou seja,
a austenita primária. Enquanto que a fase sigma teve seu crescimento como uma
fase separada para o interior da ferrita [Kobayashi e Wolynec, 1999].
A austenita precipitada em altas temperaturas foi admitida como um filme
entre a fase sigma e a austenita primária. Isto explica a dificuldade, e até mesmo, a
impossibilidade em determinar a sua composição, uma vez que o feixe analítico do
sistema
EDS
(Energy
Dispersive
Spectroscopy)
possui
um
diâmetro
de
aproximadamente 5 µm, que corresponde aproximadamente à metade da largura da
lamela da fase austenita primária. Então, para qualquer tentativa de analisar esta
nova fase, será obtida a composição referente à austenita primária, e não da
austenita secundária, como se deseja [Kobayashi e Wolynec, 1999].
Resultados experimentais do trabalho de Kobayashi e Wolynec (1999)
mostraram que a presença da fase sigma é extremamente deteriorante à resistência
à corrosão dos aços inoxidáveis duplex, como pode ser observado nos aspectos
microestruturais das superfícies corroídas nas Figuras 17 e 18. Nota-se também que
a corrosão ficou preferencialmente localizada na interface das fases austenita/ferrita.
63
Figura 17 – Corrosão localizada na liga 3RE60 no estado recozido e solubilizado após “cyclic potentiodynamic
polarization test”. MEV - SE – secondary electrons image. 3000X [Kobayashi e Wolynec, 1999].
Figura 18 – Corrosão localizada (pontos mais escuros) na fase austenítica (região clara) da liga 3RE605
no estado solubilizado e recozido após “cyclic potentiodynamic polarization test”. MEV – SE - secondary
electrons image. 3000X [Kobayashi e Wolynec, 1999]
64
Com o intuito de entender as razões deste comportamento, faz-se necessário
ter conhecimento apropriado dos mecanismos de precipitação da fase sigma. Como
já foi mencionado, a precipitação dessa fase é suposta ser determinada por uma
reação eutetóide em que a ferrita é transformada nas fases sigma e austenita
secundária. De acordo com Barbosa, et. al., (1976) acima de 800ºC a estrutura
eutetóide é lamelar, enquanto que acima desta temperatura, em torno de 900ºC, os
precipitados da fase sigma formam-se em grandes aglomerados na microestutura do
material. Em virtude disso, a estrutura é nomeada como “divorced euctetoid”.
Quando a estrutura lamelar é formada, o crescimento das fases sigma e
austenita secundária é definido como do tipo cooperativo. Isto acontece porque
durante o crescimento da austenita secundária, os elementos Cr e Mo, que se
encontram em menor quantidade do que na fase sigma, são expelidos para a
fronteira com o objetivo de atender o crescimento da fase sigma, e ao mesmo tempo
a fase sigma cede Ni com o objetivo de atender o crescimento da austenita
secundária. Desta forma, as fases austenita secundária e sigma são formadas lado
a lado, constituindo-se uma estrutura lamelar. Como a temperatura aumenta, à
distância através dos quais esses elementos difundem torna-se maior e,
consequentemente,
as
lamelas
tornam-se
maiores.
Em
temperaturas
suficientemente altas, devido ao baixo potencial termodinâmico, haverá maior
dificuldade para formar novas superfícies, associado também a uma maior distância
de difusão, e por isto não existirá a formação de lamelas. Ao invés disso, uma
estrutura “divorced” (separada) é formada, que consiste em um crescimento não
cooperativo e as fases não são alternadas em lamelas, mas sim em aglomerados
espalhados na microestrutura do material.
1.1.7 Formação da Austenita Secundária
Conforme dito no item anterior, uma forma de entender a precipitação da
austenita secundária (designada por
) relacionada com a fase
sendo uma reação eutetóide, onde ( →
é explicá-la como
[Martins e Casteletti, 2005; Nilson,
1992; Magnabosco e Falleiros, 2002]. Alguns autores [Martins e Casteletti, 2005;
Nilson, 1992; Solomon e Devine, 1984] explicam que essa reação de precipitação da
fase sigma que consome cromo e molibdênio diminui muito a relação Creq / Nieq, e
65
por isso, a ferrita é desestabilizada, criando condições para a precipitação da
austenita secundária nas regiões próximas às zonas empobrecidas desses
elementos.
A ferrita nos aços inoxidáveis duplex, como discutido até agora, não é estável
na faixa de 400ºC a 1000ºC, pois os aços inoxidáveis que contêm ferrita, quando
expostos em altas temperaturas, tendem à decomposição, por sua instabilidade
nessas condições, precipitando outras fases. Uma delas ocorre próxima a 475ºC.
Aços inoxidáveis duplex estão sujeitos a esse tipo de fragilização já que possuem
ferrita em sua estrutura [Padilha et. al. ,2007; Pohl e Padilha, 1988; Solomon e
Devine, 1984; Nilson, 1992; Parr e Hanson, 1989; Ura et. al., 1994; Danoix, et. al.,
2004; Tavares, et. al., 2001; Shiao, et. al., 1994; Solomon e Levinson, 1978].
Há relatos de aços inoxidáveis com estruturas duplex que sofreram
fragilização da ferrita mesmo quando expostos a temperaturas menores, 350 a
400ºC por longos tempos (1000 horas, por exemplo) [Danoix, et. al., 2004; Shiao, et.
al., 1994].
Shiao e colaboradores (1993) descrevem a possibilidade de parte da ferrita
ser transformada em austenita a 500ºC, ao longo do tempo de tratamento térmico.
Segundo esses autores, os contornos de grão e discordâncias podem ser
sorvedouros
de
elementos
austenitizantes,
apresentando-se
como
sítios
preferenciais para nucleação da austenita.
A formação da
2,
pode estar associada com outras fases ricas em cromo
(e/ou molibdênio), por exemplo, Cr23C6, Cr2N e fase de Laves [Solomon e Devine,
1984; Nilson, 1992].
Magnabosco e Falleiros (2002) descrevem que a austenita secundária por ter
origem nos arredores de fases precipitadas, diferencia-se da austenita inicial, por ter
menor teor de cromo e molibdênio. Este fato pode esclarecer a menor resistência à
corrosão por “pitting” dessas regiões [Nilson, 1992; Magnabosco e Falleiros, 2002].
1.2
Efeitos dos Processos de Soldagem nos Aços de Estrutura Duplex
Os aços inoxidáveis duplex e superduplex provaram ser materiais de
engenharia muito úteis, embora com requerimentos de soldagem em alguma medida
diferentes daqueles dos aços inoxidáveis austeníticos mais usuais. Apesar do
66
histórico geralmente bom dos aços inoxidáveis duplex quanto a soldagem, algumas
dificuldades têm sido encontradas com uma frequência relativamente alta para
justificar um exame mais detalhado.
O recente desenvolvimento dos aços hiperduplex, SAF 2707 HD, permite
maior abrangência na aplicação das ligas austeno-ferríticas em equipamentos e
tubulações, conforme informação do fabricante [Sandvik, 2010]. Tais empregos
necessitam que esses materiais sejam soldados. Por esta razão, o estudo da
soldabilidade é de extrema importância para esses tipos de aços inoxidáveis e
pouquíssima informação é conhecida sobre o comportamento deste aço quanto às
questões de soldagem na literatura. A Tabela 4 apresenta a composição química
típica do SAF 2707 HD. Esse produto é comercializado na forma de tubos
(tube/pipe).
Em paralelo ao desenvolvimento do hiperduplex um novo consumível de
soldagem tem sido desenvolvido, o Sandvik 27.9.5.L, cuja composição química
também é apresentada na Tabela 04, denominado como filler. Pode-se observar que
a composição desse consumível é similar ao metal de base (SAF 2707 HD).
Contudo, o conteúdo de níquel é maior e os conteúdos de molibdênio e nitrogênio
são um pouco menores com o objetivo de otimizar as propriedades do metal de
solda [Stenvall e Holmquist, 2008].
Tabela 04. Composição química nominal do SAF 2707 HD, Filler 27.9.5.L [Stenvall e Holmquist, 2008].
Produto
Tubos
(Tube/pipe)
Consumível
Filler
Designação
C[%]
Mn[%]
Cr[%]
Ni[%]
Mo[%]
N[%]
outros
[%]
SAF 2707 HD
0.01
1
27
6.5
4.8
0.4
Co: 1
27.9.5.L
0.01
0.8
27
9
4.6
0.3
Co: 1
A soldabilidade é uma característica importante para a fabricação de produtos
tubular e laminado de aços inoxidáveis de estrutura duplex, em que o procedimento
de soldagem é a técnica mais comum – e muitas vezes a única técnica – para unir
esses materiais.
Stenvall e Holmquist (2008) realizaram estudos sobre as propriedades e os
efeitos dos processos de soldagem TIG (GTAW) e arco submerso (SAW) no aço
hiperduplex SAF 2707 HD. A solda TIG foi produzida utilizando o metal de adição
27.9.5.L, desenvolvido pela Sandvik e Ar + 2%N2 como gás de proteção, enquanto a
67
solda por arco submerso foi produzida com fluxo Sandvik 15W e também utilizou o
27.9.5.L como metal de adição. O 15W trata-se de um fluxo básico para aços duplex
e austeníticos de alta liga. Em ambos os casos o aporte térmico foi mantido abaixo
de 1,5kJ/mm e a temperatura de interpasse foi mantida abaixo de 100°C.
A Tabela 05 apresenta os resultados obtidos para a fração volumétrica de
ferrita em níveis razoáveis, aproximadamente 50%, para as situações testadas.
Constatou-se um percentual menor para o procedimento de soldagem TIG e que foi
atribuído à adição de nitrogênio no gás de proteção contribuindo com teores mais
elevados de nitrogênio no depósito de solda e, consequentemente menor conteúdo
de ferrita [Stenvall e Holmquist, 2008].
Tabela 05. Medida dos conteúdos de ferrita na junta soldada do SAF2707 HD mediante análise linear [Stenvall e
Holmquist, 2008].
Método de soldagem
Fluxo
TIG
SAW
Não aplicável
15W
Gás de
proteção
Ar + 2%N2
Não aplicável
Conteúdo de
ferrita (%)
45
56
A análise química e os “alloying vectors” (a diferença entre a composição
química do metal de adição e da zona de fusão) do cordão de solda produzido pelo
processo de soldagem por arco submerso são apresentados na Tabela 06. Os dois
elementos sujeitos as maiores alterações foram o cromo e o nitrogênio, como era
esperado. A “queima” (oxidação) de cromo é normalmente entre 0,5% a 1,0% para
um fluxo de especificação 15W e o consumível perde consideráveis quantidades de
nitrogênio neste procedimento de soldagem [Stenvall e Holmquist, 2008].
Tabela 06. Análise química (% em peso) e os “alloying vectors” do cordão de solda produzido pelo processo de
soldagem SAW usando fluxo básico de tipo 15W [Stenvall e Holmquist, 2008].
Produto
gerado pela
solda
Análise química
da zona de
fusão
alloying vectors
C[%]
Si[%]
Mn[%]
Cr[%]
Ni[%]
Mo[%]
N[%]
Co[%]
0.020
0.5
0.6
26.7
8.8
4.5
0.25
1.0
+0.004
+0.1
-0.2
-0.4
0
0
-0.05
0
Com relação às propriedades mecânicas, os resultados do teste de tração
para as juntas soldadas são apresentados na Tabela 07. Os valores de resistência
68
ao escoamento e o limite de resistência à tração foram considerados altos quando
comparados aos do 25.10.4L (consumível para o aço SAF 2507), em que os valores
típicos para a resistência ao escoamento (Rp) e o limite de resistência (Rm) estão
em torno de 700 MPa e 860 MPa, respectivamente para o procedimento de
soldagem TIG [Stenvall e Holmquist, 2008].
Tabela 07. Resultados dos ensaios de tração para as juntas soldadas por TIG e SAW [Stenvall e Holmquist,
2008].
Método de
soldagem
Rp0.2
(MPa)
Rp1.0
(MPa)
Rm
(MPa)
A[%]
alongam.
Z[%]
estricção
TIG
SAW
805
727
867
804
955
905
31
25
69
45
A curva de resistência ao impacto do cordão de solda produzido pelo
processo de soldagem TIG é apresentada na Figura 19. O valor da resistência ao
impacto acima de 150J a -60°C foi um resultado considerado satisfatório para um
material de alta liga utilizado no preenchimento de junta soldada do aço de estrutura
da família duplex [Stenvall e Holmquist, 2008].
Figura 19 Resistência ao impacto obtido por teste de Charpy-V pelos procedimentos de soldagem TIG e SAW.
Gás de proteção TIG: Ar + 2%N2. Fluxo SAW: 15W (básico) [Stenvall e Holmquist, 2008].
Segundo os autores, é interessante notar o comportamento típico do aço da
família duplex para o metal de solda, onde a curva mostra uma depressão. O declive
69
é comumente apresentado em temperaturas mais baixas, no entanto, a curva obtida
pelo método TIG apresenta um comportamento um tanto incomum nas temperaturas
testadas, mostrando um aumento da energia de impacto para a temperatura de 60°C [Stenvall e Holmquist, 2008].
Para o método SAW, é possível observar que os níveis de resistência ao
impacto foram menores, confrontando com os níveis apresentados pelo método TIG.
Tal resultado já era esperado em decorrência do depósito de escória que esse
processo gera na superfície do material, e em virtude dos maiores teores
percentuais de oxigênio introduzidos no metal de solda, tendo-se assim menor
resistência ao impacto [Stenvall e Holmquist, 2008].
Em adição, o conteúdo de ferrita no metal de solda foi maior no processo de
soldagem SAW comparando-se com o método TIG, sendo este também um fator
contribuinte para a diferença na resistência ao impacto, conforme apresentado pelas
curvas obtidas pelos respectivos métodos na Figura 19. Pelo método SAW, nota-se
ainda, que a resistência está acima de 40J a -40°C, indicando que por este
procedimento o hiperduplex pode ser aplicado a temperaturas abaixo de -40°C com
valores de resistência ao impacto considerados aceitáveis [Stenvall e Holmquist,
2008].
As temperaturas críticas de pitting (CPT = “Critical Pitting Temperature”) para
as partes soldadas são apresentadas na Tabela 08. Ambos os métodos de
soldagem produziram metais de solda com CPT muito alto em comparação com os
obtidos no superduplex, com metal de adição em 25.10.4.L, em que o CPT estava
entre 40 e 60°C [Pettersson, 1998; Fager, 1991].
Tabela 08. Temperatura crítica de pitting do cordão de solda [Stenvall e Holmquist, 2008].
Método de soldagem
Fluxo
TIG
SAW
Não aplicável
15W
Gás de
proteção
Ar + 2%N2
Não aplicável
CPT (°C)
77,5
70
As microestruturas obtidas da região do metal de solda (zona de fusão – ZF)
e da zona termicamente afetada (ZTA) das amostras obtidas de tubos de pequeno
diâmetro (25,4mm), denominados como tube, são apresentadas nas Figuras 20 e
21, respectivamente. Estes aspectos micrográficos foram considerados típicos para
70
os aços inoxidáveis da família duplex submetidos ao procedimento de soldagem TIG
[Stenvall e Holmquist, 2008].
Figura 20. Microestrutura da zona de fusão pelo método TIG obtida de uma amostra tubo com 25,4mm de
diâmetro e 1,65mm de espessura. 150x [Stenvall e Holmquist, 2008].
Figura 21. Microestrutura da interface da ZTA e zona de fusão obtida pelo método TIG de uma amostra tubo com
25,4mm de diâmetro e 1,65mm de espessura. 150x [Stenvall e Holmquist, 2008].
71
As frações volumétricas de ferrita quantificadas na ZF por uma análise linear
(fração volumétrica de ferrita quantificada tomando por base uma linha traçada na
ZF a uma determinada altura) na superfície superior, central e inferior da amostra,
são mostradas na Tabela 09. Pode-se observar que os níveis obtidos estão dentro
do intervalo de 35% a 65% de ferrita, conforme especificado pelas normas. Não foi
observada a presença de fases intermetálicas tanto na ZF, quanto na ZTA [Stenvall
e Holmquist, 2008].
Tabela 09. Frações volumétricas de ferrita quantificadas na ZF com soldagem TIG circunferêncial no tubo com
25,4mm de diâmetro e 1,65mm de espessura [Stenvall e Holmquist, 2008].
Localização dentro
da junta soldada
(região)
Superior
Central
Inferior
Fração Vol. de ferrita (%)
60
54
53
As Figuras 22 e 23 são imagens obtidas da microestrutura da ZF e da ZTA,
respectivamente. Essa análise foi realizada em amostras retiradas de tubos de
grande diâmetro (168 mm), denominados como pipe, de aço inoxidável de estrutura
duplex com solda TIG multipasse. Para tais amostras, não foram encontrados sinais
de fases intermetálicas [Stenvall e Holmquist, 2008].
Figura 22. Microestrutura da junta soldada obtida pelo método TIG de uma amostra tubo com 168mm de
diâmetro e 7,1mm de espessura. 150x [Stenvall e Holmquist, 2008].
72
Figura 23. Microestrutura da ZTA (direita) e da zona de fusão (esquerda) obtida pelo método TIG de uma
amostra tubo com 168 mm de diâmetro e 7,1mm de espessura. 150x [Stenvall e Holmquist, 2008].
As frações volumétricas de ferrita quantificadas na ZF por uma análise linear
são mostrados na Tabela 10. Nesta situação, pode-se também observar que o nível
de ferrita está dentro do intervalo de 35% a 65%, conforme especificado pelas
normas [Stenvall e Holmquist, 2008].
Tabela 10. Frações volumétricas de ferrita quantificadas na ZF da amostra com soldagem circunferencial no tubo
com 168 mm de diâmetro e 7,1mm de espessura [Stenvall e Holmquist, 2008].
Localização dentro
da junta soldada
(região)
Superior
Central
Inferior
Fração Vol. de ferrita (%)
60
46
43
A temperatura crítica de pitting, para as partes soldadas dos tubos com 168
mm de diâmetro e 7,1 mm de espessura, foi determinada a 60°C como apresentada
na Tabela 11. O valor observado nesta situação é inferior ao obtido para as partes
soldadas dos tubos com dimensões menores (25,4mm de diâmetro e espessura
1,65mm) [Stenvall e Holmquist, 2008]. No entanto, esse resultado foi considerado
73
superior aos apresentados para as partes soldadas do SAF 2507, em que o CPT é
aproximadamente 50°C [Fager, 1991; Fager e Odegard, 1993].
Tabela 11. Resultados da determinação do CPT em tubos com soldagem circunferencial, 168 mm de diâmetro e
7,1mm de espessura [Stenvall e Holmquist (2008) [68].
N° Amostra
1
2
Temperatura de ataque
(°C)
62,5
60
Localização do
ataque
Metal de solda
Metal de solda
CPT (°C)
60
Conforme já dito anteriormente, os aços inoxidáveis austeno-ferríticos são
ligas caracterizadas pela solidificação em 100% de ferrita, essencialmente. Tendose, mandatoriamente, a austenita nucleando-se e crescendo no estado sólido em
uma matriz ferrítica. Ligas desenvolvidas recentemente, tais como 329 (liga forjada)
e CD4MCu (liga fundida), tendem a conter consideravelmente mais ferrita do que
austenita, em virtude dos baixos teores de nitrogênio apresentados [Solomon e
Devine, 1983]. De tal forma, que sob as condições de resfriamento da solda, a
nucleação e o crescimento da austenita são demasiadamente lentos, para obter-se
algo próximo a 50% de austenita na zona termicamente afetada, sem a requisição
de um posterior tratamento térmico de recozimento, a solução deste problema pode
ser a presença de maior teor de níquel no metal de adição para promover a
formação da austenita na zona de fusão, contudo a ZTA nessas condições tendem à
fragilização, com o empobrecimento da resistência à corrosão. Essas deficiências
também são características nos aços austeno-ferríticos submetidos a soldas
autógenas [Kotechi, 2010].
Em 1980, a importância da adição do nitrogênio no metal de base dos aços
do tipo duplex tornou-se prática plenamente realizável e, a partir de então, passou a
ser padrão especificar as quantidades mínimas de nitrogênio.
Com os teores
apropriados desse elemento no metal de base e a utilização de metais de adição
compostos por ligas com alto teor de níquel foi possível obter materiais soldados
apresentando quantidades aproximadamente iguais de ferrita e austenita, tendo-se
como resultado a preservação das propriedades mecânicas, assim como a
resistência à corrosão. A principal limitação no processo de soldagem concentra-se
no aporte térmico apropriado para obter o equilíbrio das frações volumétricas das
fases ferrita e austenita na zona termicamente afetada através de uma adequada
74
taxa de arrefecimento. O baixo aporte térmico poderia resultar em quantidades
excessivas de ferrita, enquanto que o alto resultaria na precipitação das fases
intermetálicas. Tem sido comumente recomendado o aporte térmico de 0,5 a 2,5
kJ/mm para 22% Cr [Larsson e Lundqvist, 1987] e 0,5 a 1,5 kJ/mm para 25% Cr
[Stevenson, et. al., 1991], ambas as situações aplicáveis aos aços inoxidáveis
duplex.
Aços duplex na condição como soldado tem sido largamente utilizados,
contudo existem pelo menos duas situações em que o tratamento térmico póssoldagem (recozimento) é frequentemente requerido. A primeira, os fundidos, que
são quase invariavelmente recozidos. Se defeitos de fundição são reparados por
soldagem, a junta também é geralmente recozida. A segunda, faz referência a
tampos de vasos / torres de grandes diâmetros fabricados por conformação
mecânica a quente ou a frio, que posteriormente foram soldados [Kotechi, 2010].
Durante os últimos 25 anos, provavelmente o aço inoxidável duplex mais
popular tem sido a liga comumente conhecida como 2205. A literatura está repleta
de descrições apontando para esta liga como pertencente à faixa de composição da
UNS S31803. Porém, o percentual de nitrogênio associado a UNS S31803 pode ser
tão baixo quanto 0,08%, uma quantidade que tem provado ser insuficiente para
promover boas propriedades na ZTA e na zona de fusão de soldas autógenas.
Reconhecendo esta questão, a ASTM desde 2000, definiu o 2205 por UNS S32205
[ASTM, 2000]. A Tabela 12 apresenta a composição para UNS S31803 e UNS
S32205. Nota-se que, além do aumento no teor mínimo de nitrogênio, também foram
aumentados os teores mínimos de cromo e molibdênio, quando o S32205 é
comparado ao S31803 [Kotechi, 2010].
Tabela 12. Composição Química para 2205 e para o UNS S31803 (Percentagens em peso) [Kotechi, 2010].
UNS
C[%]
Mn[%]
P[%]
S[%]
Si[%]
S31803
0,030
2,00
0,030
0,020
1,00
S32205
0,030
2,00
0,030
0,020
1,00
Cr[%]
Ni[%]
Mo[%]
N[%]
21,0 a
23,0
22,0 a
23,0
4,5 a
6,5
4,5 a
6,5
2,5 a
3,5
3,0 a
3,5
0,08 a
0.20
0,14 a
0,20
Para que os aços de estrutura duplex tenham alto desempenho é necessário
que sua microestrutura seja mantida em aproximadamente 50% de ferrita e 50%
austenita, no entanto, devido aos ciclos térmicos aos quais o material é submetido
75
durante um processo de soldagem, há uma tendência ao desbalanceamento de sua
microestrutura. A soldagem também expõe o material a faixas de temperaturas
perigosas, nas quais podem ocorre a precipitação de compostos intermetálicos (fase
sigma, fase chi, nitretos de cromo, carbonetos de cromo, entre outros) de efeitos
danosos ao material. Segundo Londoño (1997), além da ferrita e austenita, outras
fases podem precipitar nos aços duplex numa faixa de temperatura de 300°C a
1000°C. Como já foi dito, essas fases exercem influência nociva ao material, tanto
no caráter mecânico quanto químico, principalmente tenacidade e resistência à
corrosão [Menezes, et. al., 2005].
Como resultados de uma microestrutura desbalanceada na região soldada e
precipitação de compostos intermetálicos teremos quedas drásticas de resistência
mecânica e resistência à corrosão do aço. Eckenrod e Pinnow (1984), trabalhando
com a liga SAF 2205 (UNS S31803) nas condições recozida e soldada afirmam que,
a melhor combinação de resistência mecânica, tenacidade e resistência à corrosão
podem ser encontradas se a fração volumétrica de ferrita estiver entre 35% e 65%
[Menezes, et. al., 2005].
Segundo Menezes et. al. (2005) as micrografias apresentadas na Figura 24
mostram que o material foi recebido no estado solubilizado, consistindo em grãos
lamelares de ferrita (fase escura) e austenita (fase clara) dispostos alternadamente.
Nesta Figura são apresentados aspectos micrográficos das três regiões de
interesse: direção de laminação (DL), transversal e normal à direção de laminação
76
77
Figura 24. Aspectos micrográficos do aço inoxidável duplex UNS S31803 no estado como-recebido. a) DL b)
transversal à DL e c) normal à DL. Ataque Behara modificado. 200x [Menezes, et. al., 2005].
A Figura 25 mostra o difratograma da medida de difração de raios X obtido da
amostra no estado como recebido. Neste difratograma estão indexados as fases
presentes e os planos de difração. Podemos observar que no material existem
apenas ferrita e austenita, confirmando inequivocamente o que é apresentado nas
micrografias da Figura 24 [Menezes, et. al., 2005].
78
Figura 25. Difratograma do aço inoxidável duplex UNS S31803 no estado como-recebido [Menezes, et. al.,
2005].
A Tabela 13 apresenta a quantificação da fração volumétrica de ferrita nas
três direções obtidas por técnica de análise de imagens. Os autores sugerem que a
composição química aliada ao tratamento termomecânico do material, conforme
recebido, favoreceu uma microestrutura bem balanceada entre ferrita e austenita,
tendo em vista que isto é um requisito necessário ao alto desempenho deste
material. Nesta Tabela também apresenta o valor da dureza em relação à direção
transversal à direção de laminação (DL) [Menezes, et. al., 2005].
Tabela 13. Fração volumétrica da fase ferrita do material como-recebido obtida por análise de imagens
Material
UNS S31803
Menezes
DL
52 ± 1,7
et.
al.
Tranversal à DL
47 ± 1,4
(2005)
realizaram
Normal à DL
45 ± 2,7
experimentos
para
Dureza (HV)
233 ± 8,4
comparar
o
desempenho da soldagem por eletrodo revestido AWS 2209-17, quando a energia
de soldagem era variada. O gráfico da Figura 26 mostra a quantidade de ferrita em
função da energia de soldagem para o metal de base (MB), a zona afetada pelo
calor (ZAC ou ZTA) e metal de solda (MS). A quantidade de ferrita do metal de base
79
das amostras na condição como recebido na direção transversal à DL é apresentada
na Tabela 13. Isso evidenciou a baixa influência da soldagem sobre o MB. Pôde-se
afirmar com isso, que o aquecimento do MB durante a soldagem esteve situado
dentro do campo bifásico (α +
de estabilidade, onde segundo Atamert e King
(1992) a microestrutura, com respeito ao balanço de fases, permanece praticamente
inalterada [Menezes, et. al., 2005].
Figura 26. Gráfico da fração volumétrica de ferrita em função da energia de soldagem para o aço duplex UNS
S31803 [Menezes, et. al., 2005].
Já no metal de solda (ou zona de fusão - ZF) observou-se que a fração
volumétrica de ferrita variou sobre uma extensa faixa de valores, tornando clara a
influência da energia de soldagem. Sendo assim, viu-se uma clara tendência de
decréscimo da ferrita com a energia de soldagem. Esse fato já era esperado, pois à
medida que se aumenta a energia de soldagem, diminui-se a velocidade de
resfriamento, sendo justamente esse retardo no resfriamento o responsável pela
nucleação e crescimento da austenita. No entanto, não somente a energia de
soldagem interfere no balanço de fases do metal de solda, mas também a
composição química do metal de adição. Deve-se ressaltar que em todos os ensaios
foram utilizados o mesmo eletrodo, como apresentado na Tabela 14, com
80
composição apropriada para produzir uma junta microestruturalmente balanceada
Tabela 14. Composição química do aço inoxidável duplex UNS S31803 e do eletrodo AWS 2209-17 [Menezes,
et. al., 2005].
Material
UNS
S31803
AWS
2209-17
Cr
21,0 23,0
Ni
4,5 6,5
Mo
2,5 3,5
N
0,08 0,2
23,0
9,0
3,0
0,15
C
Mn
S
P
Si
0,03
2,0
0,02
0,03
1,0
0,02
0,8
-
-
0,8
Em relação à zona afetada pelo calor (ZTA), todas as medidas foram feitas
tendo a zona de crescimento de grão ferrítico, próximas à zona de ligação com a ZF,
como referência. Segundo Liljas (1994) e Atamert e King (1992), a essa região
damos o nome de zona afetada pelo calor de temperatura elevada (ZACTE) na qual
a dissolução da austenita primária, original do material como-recebido, devido ao
aquecimento, é total [Menezes, et. al., 2005].
Os mesmos autores também apresentaram outra região da ZAC definida
como zona afetada pelo calor de temperatura baixa (ZACTB), na qual, segundo
Londoño (1997), sua microestrutura durante a soldagem permanece no campo
bifásico, porém com a possibilidade de ocorrer diferentes balanços de fases. As
amostras soldadas com baixas energias de soldagem (0,4 e 0,6kJ/mm), isto é, um
baixo aporte térmico, mostraram um comportamento tipicamente da ZACTB.
Metalurgicamente ocorre que o calor proveniente da soldagem durante o
aquecimento levará a região adjacente à zona fundida (ZACTE) ao campo ferrítico,
logo em seguida, inicia-se o resfriamento que pode ser longo ou rápido. Durante
esse resfriamento ocorrerão diversos fenômenos metalúrgicos, inclusive a
precipitação da fase austenítica, sendo que esta será mais intensa para tempos de
resfriamentos mais longos e menos intensa para tempos mais curtos.
A Figura 26 mostra um comportamento da ZAC semelhante ao observado no
MS, porém para as duas maiores energias testadas (1,2 e 1,8kJ/mm) ocorreu um
aumento da fração volumétrica de ferrita de 1,2 para 1,8kJ/mm [13 Menezes].
Primeiramente, foi observado um aumento (de 0,4 para 0,6 kJ/mm), seguida de uma
queda (de 0,6 para 1,2kJ/mm) complementada por um aumento da quantidade de
ferrita (de 1,2 para 1,8kJ/mm). O aumento observado no primeiro trecho foi atribuído
81
ao fato de a energia de soldagem de 0,4 kJ/mm ter sido tão baixa que não foi capaz
de promover uma intensa dissolução da austenita primária, fazendo com que a ZAC
das amostras soldadas com essa energia tivesse mais austenita (ou menos ferrita)
que as amostras soldadas com energia de 0,6kJ/mm. A partir de 0,6 até 1,2 kJ/mm
ocorreu uma queda da fração volumétrica da ferrita, pois à medida que se aumenta
a energia de soldagem, diminui-se a velocidade de resfriamento de forma que haja
mais tempo para a transformação ferrita-austenita se proceda. O aumento que
ocorreu de 1,2 para 1,8 kJ/mm pôde ser explicado pelo fato da área de exposição ao
campo ferrítico para as amostras soldadas com energia de 1,8kJ/mm ter sido maior
que as das soldadas com energia de 1,2 kJ/mm. Esse crescimento de grãos da
ZACTE para amostras soldadas com alta energia também explica, segundo Jana
(1992), os baixos valores de tenacidade obtidos em seu trabalho. A Figura 27 mostra
a extensão da ZACTE para as energias de soldagem de 1,2 e 1,8kJ/mm,
respectivamente [Menezes, et. al., 2005].
Outra possível explicação para o aumento observado no último trecho da ZAC
é a influência da ZACTB sobre as medidas realizadas. Todas as imagens usadas na
quantificação das frações volumétricas de ferrita foram adquiridas com um aumento
de 200X. Com este aumento as áreas das imagens capturadas para as amostras
soldadas com energia de 1,8kJ/mm estavam quase totalmente localizadas na zona
de crescimento de grãos ferríticos, ou seja, na ZACTE. Isso proporcionou uma alta
fração volumétrica de ferrita para a soldagem com energia de 1,8kJ/mm. Já para as
amostras soldadas com energia de 1,2kJ/mm, as áreas das imagens capturadas
para quantificação abrangeram grandes porções da ZACTB, fazendo com que a
fração volumétrica de ferrita acompanha-se a tendência do trecho anterior [Menezes,
et. al., 2005].
82
(a)
(b)
Figura 27. Micrografias mostrando a extensão da ZACTE para a) 1,2kJ/mm e b) 1,8kJ/mm. Ataque Behara
modificado, aumento 100X [Menezes, et. al., 2005].
83
A Figura 28 apresenta o Diagrama de Schaeffler, que pode ser usado para
uma previsão da fração volumétrica de ferrita no chamado metal de solda [Charles e
Bernhardsson, 1991].
Figura 28. Diagrama de Schaeffler do metal de solda dos aços inoxidáveis [Robelloto, et. al., 1968].
Este diagrama é baseado nos percentuais de níquel e de cromo equivalentes,
Nieq e Creq, respectivamente, com o objetivo de avaliar os efeitos da adição desses
elementos ligantes na microestrutura constituinte do metal de solda do aço
inoxidável [Wang, et. al., 2006].
Conforme já dito, as vantagens do aço inoxidável duplex são decorrentes das
quantidades praticamente iguais das fases α e
presentes neste material. Contudo,
o processo de solidificação da microestrutura na zona de fusão (ZF) quase sempre
não permite a obtenção da fração volumétrica dessas fases em proporções
aproximadas. Assim, as propriedades mecânicas e a resistência à corrosão do aço
duplex soldado são degradadas em virtude da menor quantidade de austenita na
zona fundida [Wang, et. al., 2006].
A soldagem por corrente pulsada (PCW = Pulsed Current Welding) trata-se de
uma tecnologia de união, que é uma variante do processo de soldagem por corrente
contínua (CCW = Constant Current Welding) que é ultilizado em diversas aplicações.
A corrente pulsada do processo GTAW (Gas Tungsten Arc Welding) ou TIG
84
(Tungsten Inert Gas) tem vantagens em relação ao convencional. Alguns dos
benefícios mais relatados nas literaturas consistem na redução do aporte térmico
total aplicado durante a solda, redução da zona termicamente afetada e o aumento
da razão entre profundidade e largura do cordão de solda que é aumentado por
circunstância da frequência elevada. Em acréscimo, o GTAW pulsado possui a
conveniência de possibilitar a obtenção de um filete de solda fino, a soldagem de
metais de espessura pequena, redução de salpicos em todas as posições, mínima
distorção, redução da emissão de gases e economia de energia [Tseng e Chou,
2002].
O elemento produzido pelo GTAW pulsado pode diminuir tensões residuais,
por exemplo, de 270MPa gerada pelo CCW para 220 MPa nas soldas dos aços SUS
304 e 310, assim obtendo-se propriedades mecânicas e resistência à corrosão
melhoradas no material em serviço [Robelotto et. al., 1968; Kihara e Masubuchi,
1959; Masubuchi e Martin, 1961].
Pesquisadores têm tentado solucionar a questão da formação da fração
volumétrica da fase austenítica em proporção menor à condição de equilíbrio,
durante a solidificação do aço inoxidável duplex, pela adição de nitrogênio no arco
plasma e no feixe a laser, ou ainda pela adição de elemento de liga no metal de
adição [Karlsson, et. al., 1995; Hilkes e Bekkers, 1995], e também pelo tratamento
térmico pós-solda na faixa de temperatura de 800 a 1150°C [Badji, et. al., 2006], em
que as fases ferrita / austenita coexistem. Tanto pelo controle da corrente pulsada
no processo GTAW quanto na taxa de arrefecimento, o trabalho de Wang, et. al.
(2006) tentou, dessa forma, produzir uma transformação da microestrutura
constituinte do procedimento de soldagem do SAF 2205, que apresentasse boas
propriedades [Wang, et. al., 2006].
A microestrutura do aço duplex SAF 2205, na condição como rebido, consistia
em uma geometria de grãos alongados das fases ferrita ( ) e austenita ( ), como
apresentada na Figura 29, e a morfologia dos contornos de grão das respectivas
fases era relativamente regular, características típicas de materiais submetidos a
processo mecânico de laminação. As fases ferrita e austenita, nesta situação,
possuiam grãos com aproximadamente 40 – 50
m de comprimento e 20
largura, apresentando fração volumétrica das fases
respectivamente [Wang, et. al., 2006].
e
m de
em torno de 53% e 47%,
85
Figura 29. Aspecto microestrutural do SAF 2205 como recebido [Wang, et. al., 2006].
A Figura 30 apresenta os aspectos macrográficos da seção transversal da
região soldada de quatro amostras do duplex SAF 2205 submetidas às mesmas
condições de aporte térmico, em que a zona fundida das respectivas amostras
possui um formato semi-elíptico com uma ligeira diferença no aspecto superfical. A
razão geométrica (profundidade/largura) do cordão de solda da Figura 30 (b), obtida
pela corrente direta pulsada, tem o valor próximo a 0,252 maior que o obtido na
soldagem por corrente direta (não pulsada) de aproximadamente 0,238, como
apresentado na Figura 30 (a), ambos os materiais (chapas) encontravam-se a uma
temperatura de 25°C. Os grãos de ferrita da zona de fusão, na condição solidificada,
apresentaram geometria preferencialmente alongada, como mostrado na Figura 30
(a). Foram obtidos grãos com geometria equiaxial, como ilustrado nas Figuras 30 (b)
e (c), aplicando-se corrente direta pulsada, ou acelerando a taxa de arrefecimento,
ou ainda tendo-se a ocorrência dessas duas situações simultaneamente.
Eventualmente, a microestrutura resultante do procedimento de soldagem por
corrente direta pulsada consistiu em grãos quase totalmente equiaxiais como visto
na Figura 30 (d), estando o material submetido a este procedimento a uma
temperatura de 7°C [Wang, et. al., 2006].
86
Figura 30. Aspectos macrográficos da seção transversal do cordão de solda de quatro amostras: (a) corrente
contínua e temperatura de 25°C da chapa, razão lagura/profundidade = 1/0,238; (b) corrente pulsada e
temperatura de 25°C da chapa, razão lagura/profundidade = 1/0,252; (c) corrente contínua e temperatura de 7°C
da chapa, razão lagura/profundidade = 1/0,275; (d) corrente pulsada e temperatura de 7°C da chapa, razão
lagura/profundidade = 1/0,244; [Wang, et. al., 2006].
87
Os resutados na sequência são comparações entre as diferentes condições
de soldagem conforme a Tabela 15 [Wang, et. al., 2006].
Tabela 15. Condições de soldagem, percentual de fração volumétrica da e taxa de arrefecimento [Wang, et. al.,
2006 [86].
Condição de
soldagem
fração
volumétrica
Taxa de
arrefecimento
(800 – 600°C)
Tamanho dos
grãos
equiaxiais de
ferrita
Tamanho dos
grãos
alongados de
ferrita
Tamanho
médio dos
grãos de ferrita
Amostra n°
01
Corrente
direta e
T=25°C
Corrente direta
pulsada e
T=25°C
Amostra n°
03
Corrente
direta e
T=7°C
11%
19%
27%
37%
59°C/s
68°C/s
102°C/s
139°C/s
124 m
81 m
129 m
102 m
comp=
501 m,
larg.= 121 m
comp= 336 m,
larg.= 102 m
comp=
334 m,
larg.= 89 m
comp =
266 m,
larg.= 104 m
134 m
102 m
109 m
107 m
Amostra n° 02
Amostra n° 04
Corrente direta
pulsada e
T=7°C
Legenda: comp = comprimento; larg. = largura
Os resultados [Wang, et. al., 2006] da Tabela 15 mostram a dimensão do grão
de ferrita de geometria alongada da zona fundida por corrente contínua com
aproximadamente 501 m de comprimento e largura de 121 m e fração volumétrica
em torno de 11% para fase
a uma taxa de arrefecimento a 59°C/s, conforme pode
ser observado nas Figuras 30 (a) e 31 (a) para a amostra n° 01. As Figuras 30 (b) e
31 (b) apresentam o resultado obtido para a corrente pulsada direta, situação da
amostra n° 02 [Wang, et. al., 2006]. Uma maior taxa de arrefecimento associada à
corrente pulsada favoreceu o aumento da quantidade de austenita e uma diminuição
no tamanho médio dos grãos de ferrita.
88
Figura 31. Microestrutura da zona de fusão com alta ampliação para condição de soldagem (a) corrente
contínua, chapa a 25°C e (b) corrente contínua pulsada, chapa a 25°C [Wang, et. al., 2006].
Comparando as Figuras 30 (a) e 31 (a) com as Figuras 30 (b) e 31 (b), a
corrente direta pulsada tem o efeito de refinar os grãos solidificados. A corrente
pulsada pode também estimular a formação da austenita Widmanstätten (
'
W))
devido à alta taxa de arrefecimento. Além disso, como conseqüência do surgimento
da austenita
'
W) ao longo dos contornos de grãos das fases constituintes dos
aços duplex, os contornos de grãos contendo austenita
(GBA – grain boundaries
austenite) metaestáveis [Atamert e King, 1991; Atamert e King, 1992] tornam-se
mais espessos, com aproximadamente 1,1 m de espessura, nas Figuras 30 (b) e 31
(b), comparando-se com os contornos de grãos da austenita alotriomórfica, que
89
apresentam valor próximo a 0,58 m de espessura, nas Figuras 30 (a) e 31 (a)
[Wang, et. al., 2006].
As taxas de arrefecimento na soldagem por corrente contínua (não pulsada x
pulsada), são apresentadas na Tabela 15. E os ciclos térmicos das quatro diferentes
condições de soldagem, são apresentados na Figura 32. Estes resultados apontam
que o pico de temperatura proveniente do processo de soldagem por corrente
contínua não pulsada (amostra nº 01) possuiu um atraso em torno de 2 segundos
para iniciar o arrefecimento em comparação com a condição obtida pela corrente
direta pulsada (amostra nº 02) [Wang, et. al., 2006 ]
Figura 32. Ciclos térmicos das quatro diferentes condições de soldagem testadas [Wang, et. al., 2006].
Em suma, a rápida taxa de arrefecimento contribuiu com a formação de grãos
refinados e da
'
(W) na soldagem pelo modo pulsado, e acelerou o tempo de
transformação. E com isso, a fração volumétrica da austenita na zona de fusão teve
seu percentual aumentado para 19% no método de corrente direta pulsada (GTAWP), comparando-se com os 11% obtidos pela corrente direta não pulsada (GTAW).
Com relação à microdureza na superfície de soldagem pelo modo pulsado (GTAWP), com profundidade de penetração de 1,7mm, obteve-se uma distribuição de
dureza relativamente uniforme, ou seja, o perfil de dureza apresentando foi menos
heterogêneo, confrontando-se esses resultados com os obtidos pelo modo não
pulsado, como apresentado na Figura 33 (a) [Wang, et. al., 2006].
90
Figura 33. Perfil de microdureza da seção tranversal ao cordão de solda das amostras soldadas nas condições
(a) 1 e 2 (b) 2 e 3 (c) 3 e 4 (d) todas. (BM = metal de base; HAZ = zona afetada termicamente; FZ = zona de
fusão) [Wang, et. al., 2006].
Em contraste, o processo de soldagem GTAW por corrente direta modo não
pulsado gerou uma distribuição não uniforme de dureza na zona de fusão (FZ =
fusion zone) com valores mais elevados que os obtidos no metal de base (BM =
base metal) e na zona termicamente afetada (HAZ = heat affected zone). Essa
variação de dureza apresentada na Figura 33 (a), segundo Wang, et. al., (2006), foi
um reflexo da microestrutura existente no material estudado, como visto na Figura
30 (a). Segundo os autores, esses valores mais acentuados na ZF obtidos pelo
método de soldagem por corrente direta, foram provenientes de constituintes
microestruturais com fração volumétrica em torno de 89% para a fase ferrítica e 11%
para a austenítica, como apresentado na Figura 31 (a), que possui 36% a mais de
fração volumétrica da fase
em comparação ao aço inoxidável duplex como
recebido, que é constituído por 53% de fração volumétrica da fase
Figura 29)
91
Contudo, a solda por corrente direta pulsada resultou em um percentual maior de
fração volumétrica da fase austenita de 19% e menor valor de dureza na zona de
fusão, implicando em uma distribuição de dureza menos heterogênea (amostra nº 01
x amostra n° 02). Assim, a solda por corrente direta pulsada permitiu a obtenção de
uma junta soldada com melhor propriedade mecânica que a solda por corrente direta
não pulsada [Wang, et. al., 2006].
Comparando-se as condições testadas para as amostras nº 02 e nº 03, sob
as mesmas condições de aporte térmico, a taxa de arrefecimento de 102°C/s da
amostra n° 03 submetida ao processo de soldagem por corrente direta, estando o
material a uma temperatura de 7°C, foi maior que da amostra n° 02, que apresentou
68°C/s no processo de soldagem por corrente direta pulsada. Nesta situação, o
material também se encontrava a uma temperatura de 7°C, como informado pela
Tabela 15 e Figura 32 [Wang, et. al., 2006].
Pelos ciclos térmicos (Figura 32), pode-se observar que as curvas das
amostras em questão foram praticamente iguais, exceto a que foi obtida do material
a 7°C pelo processo GTAW por corrente direta, apresentando valores mais baixos
de resfriamento do que os obtidos da amostra a 25°C pelo processo GTAW no modo
pulsado (GTAW-P). O declive da referida curva ocorreu logo após o pico de
temperatura gerado pelo GTAW-P a 25°C [Wang, et. al., 2006].
É interessante notar que a microestrutura da zona de fusão originária do
método de soldagem por corrente direta, estando a amostra a 7°C , apresentou a
'
W) na interface dos grãos das fases constituintes do material em menor
quantidade. Ela apresentou uma quantidade significativa de pequenos precipitados
de austenita secundária com dimensão em torno de 0,7 m, denominados de
austenita intra-granular
'
IGA = intra-granular austenite), dispersos na matriz da
GBA, como se observa nas Figuras 30 (c) e 34 (a) [Wang, et. al., 2006].
A fração volumétrica da
na zona de fusão resultante da soldagem por
corrente direta da chapa a 7°C foi em torno 27%, maior do que os 19% da
gerada
pela soldagem por corrente direta pulsada a 25°C, como observado e medido
através da Figura 34. A maior fração volumétrica de austenita para o mesmo aporte
térmico foi resultado da maior condução de energia para nucleação da
'
IGA),
juntamente com um maior resfriamento, como pode ser visto na Figura 32, na linha
de resfriamento após o pico térmico [Wang, et. al., 2006].
92
Figura 34 Microestrutura da zona de fusão com alta ampliação para condição de soldagem (a) corrente direta,
chapa a 7°C e (b) corrente direta pulsada, chapa a 7°C [Wang, et. al., 2006].
A solidificação do metal de solda da zona de fusão para a amostra nº 04, sob
as mesmas condições de aporte térmico das situações apresentadas anteriormente,
do procedimento de soldagem por corrente direta pulsada da amostra a 7°C, obtevese uma taxa de arrefecimento mais rápida e de aproximadamente 139°C/s, dentre as
quatro condições de soldagem supracitadas. A microestrutura na zona de fusão
consistiu em uma grande quantidade de
'
W) se estendendo dos contornos de
grão da austenita alotriomórfica com espessura em torno de 1,1 m, e muitos grãos
maiores de
'
IGA), com dimensão média próxima a 1,6 m, dispersos na matriz
com grãos refinados apresentando tamanho médio de 107 m (Tabela 15), como
pode ser visto nas Figuras 30 (d) e 34 (b) [Wang, et. al., 2006].
93
A fração volumétrica de austenita ( ) medida na zona de fusão foi de 37%
para o corpo de prova soldado por corrente direta pulsada, estando a amostra a 7°C,
que segundo Wang, et. al. (2006), está mais próxima aos 48% do metal de base.
Tais valores corroboram com a distribuição mais uniforme da microdureza medida
de metal de base a metal de base, passando pela zona de fusão, como indicado na
Figura 33 (c). Todos os perfis de microdureza das amostras para as quatro
condições de soldagem são apresentadas na Figura 33 (d). Com referência a Figura
32, a amostra (7°C) soldada por corrente direta pulsada tem uma alta taxa de
resfriamento de 139°C/s, seguida por uma linha de arrefecimento mais baixa, logo
após o pico de temperatura. Este fenômeno pode produzir uma junta soldada com
propriedades mecânicas mais homogêneas. A distribuição uniforme da dureza,
segundo os autores, foi o resultado da combinação de grãos refinados, em torno de
26 m, e da alta fração volumétrica de austenita ( ), aproximadamente a 37%, sendo
composta de
'
(W) e da
'
(IGA). Referindo-se, agora, a Figura 31 (b) foi possível
concluir que as formações dos grãos refinados e da
'
(W) foram resultados do
efeito da corrente direta pulsada. Além disso, os grãos refinados e a nucleação da
'
(IGA), Figura 34 (b), foram causados pela rápida taxa de resfriamento de 139°C/s
associada à alta energia de ativação. Estes fatores são decorrentes do maior
diferencial de temperatura, que foi proveniente da queda acentuada da linha de
arrefecimento, logo após o pico de temperatura na Figura 32.
1.3
Técnicas de Processamento Digital de Imagem (PDI)
O interesse pelos métodos de análise digital de imagem deriva de duas áreas
principais de aplicação: melhoramento de informações pictóricas para interpretação
humana, e processamento de informações para máquinas de percepção autônoma.
De 1964 até hoje, o campo de processamento de imagem tem crescido
vigorosamente, sendo utilizado para resolver uma série de problemas. Embora
muitas vezes não relacionados, esses problemas comumente requerem métodos
capazes de ressaltar as informações pictóricas para posterior interpretação e
análise, ou extração automática de informações. Na medicina, por exemplo,
procedimentos computacionais realçam o contraste ou codificam o nível de
intensidade em cores para facilitar a interpretação de raios-X e outras imagens da
94
área [Aach, et. al., 1999]. Procedimentos para melhoramento e restauração de
imagens
são
utilizados
para
processar
imagens
degradadas
de
objetos
irrecuperáveis ou resultados experimentais, cujos custos de uma nova efetuação
seriam muito elevados [Nunes, et. al., 2002]. Na física e em campos relacionados,
técnicas computacionais rotineiramente melhoram imagens de experimentos em
áreas como plasma de alta energia e microscopia eletrônica. Da mesma forma,
outras aplicações bem-sucedidas dos conceitos do processamento digital de
imagens podem ser encontradas na Astronomia, Biologia, Medicina Nuclear,
acusação e defesa judiciais, e em aplicações industriais [Tanasugarn, et. al., 1984].
1.3.1 Representação Digital de Imagens
O termo "imagem monocromática" ou simplesmente "imagem", refere-se a
uma função bi-dimensional de intensidade de luz f(x,y), onde x e y denotam
coordenadas espaciais e o valor de f em qualquer ponto (x,y) é proporcional ao
brilho (ou nível de cinza) da imagem naquele ponto. A Figura 35 ilustra a convenção
de eixos geralmente utilizada para a descrição espacial das intensidades de brilho
de uma imagem. Algumas vezes, visualizar a função de uma imagem em
perspectiva com o terceiro eixo correspondendo ao brilho, é útil. Vista desta
maneira, a imagem apareceria como uma série de picos em regiões onde existam
mudanças nos níveis de brilho e regiões menos acidentadas ou planas, onde os
níveis de brilho variassem pouco ou fossem constantes. Esta forma de
representação é exemplificada pelas Figuras 36 (a) e 36 (c). Ao convencionar que as
áreas mais brilhantes correspondem a valores proporcionalmente mais altos, a altura
dos componentes no gráfico torna-se proporcional ao correspondente brilho na
imagem [Gonzales e Woods, 1993; [Paciornik e Mauricio, 2004].
Assim,
f(x, y)
INTENSIDADE DE LUZ
onde a intensidade de luz (brilho) pode variar do branco máximo ao preto
absoluto, dentro de uma escala de tons de cinza.
95
(0,0)
Figura. 35. - Convenção de eixos usada para representação da imagem digital.[Gonzales e Woods, 1993]
Figura. 36 – Representação de uma imagem. a) imagem em duas dimensões; b) imagem representada
na forma de matriz; c) imagem em 3 dimensões. [Paciornik e Mauricio, 2004]
Uma "imagem digital" é uma função f(x,y) que utiliza uma variável discreta,
tanto nas coordenadas espaciais como no brilho. Uma imagem digital pode ser
considerada uma matriz cujas linhas e colunas identificam um ponto na imagem e o
correspondente elemento da matriz identifica o nível de cinza naquele ponto (Fig. 36
(b)). Os elementos deste arranjo digital são chamados de elementos de imagem,
elementos da figura, pixels, ou pels, sendo os dois últimos abreviações comumente
usadas de picture elements [Paciornik e Mauricio, 2004].
A imagem digital é um mundo de “quadradinhos” (elementos da matriz),
destes denominados pixels. Estes “quadradinhos” possuem coordenadas espaciais,
ou seja, possuem um lugar certo no espaço, através da utilização de coordenadas
geográficas / espaciais. A Figura 37 exemplifica o conceito de imagem digital
[Paciornik, 2008].
96
Figura. 37. Unidade (pixels) compondo uma imagem na forma digital. [Paciornik, 2008].
Neste caso, os pixels estão caracterizados por três valores, cada um
equivalente às intensidades das três cores básicas (vermelho, verde e azul)
formadoras da imagem. No caso de imagens em tons de cinza apenas um valor
representa cada pixel, sendo este relativo à intensidade entre 0 (preto) e 255
(branco) [Paciornik, 2008].
Uma importante característica da imagem digital, que muito influencia no
resultado final do processamento e da análise, é a sua qualidade. Esta é
determinada pela combinação da resolução, quantidade de pontos que a imagem
possui, e da quantização, quantidade de níveis de intensidade de tons de cinza, para
o caso da imagem preta e branca, ou de tons de cada cor primária, caso da colorida
[Paciornik, 2008].
1.3.2 Aplicação de Filtros
Os filtros são recursos utilizados em PDI para diversas aplicações, dentre as
quais podemos destacar a suavização ou o realce das bordas dos objetos, a
eliminação ou redução de ruído. A aplicação de um filtro consiste em gerar uma
nova imagem, a partir da imagem original, em que os valores dos pixels dessa nova
imagem são calculados considerando-se o valor do próprio pixel da imagem original
e dos pixels em torno dele, formando uma matriz quadrada. Esta matriz deverá
sempre ter números ímpares de linhas e colunas. O cálculo do novo pixel é feito
através de uma média ponderada das intensidades dos pixels que formam a matriz
na imagem original, cujos pesos utilizados são representados numa matriz de
97
mesmo tamanho, denominada Kernel. Dois exemplos de aplicação de filtros são
exemplificados na Figura 38.
Figura 38 – Esquema de aplicação de filtros. [Paciornik, 2008].
1.3.3 Principais Etapas da Análise Digital de Imagens
A Análise e o Processamento Digital da Imagem é uma ferramenta inovadora,
de uso ainda recente, em crescente expansão nas áreas que se utilizam da
interpretação de imagens como ferramenta de trabalho. Este método pode ser
utilizado como uma técnica de caracterização de materiais, permitindo a extração de
informações e atributos da imagem, como informações quantitativas e realização de
medidas automáticas ou semi-automáticas.
As suas principais vantagens estão na possibilidade de com seu auxílio
realizar medidas que seriam impossíveis de serem obtidas manualmente, devido à
limitação e até imprecisão do operador, na maior velocidade de obtenção de
medidas e na obtenção de medidas mais exatas [Gonzales e Woods, 1993].
O processamento da imagem baseia-se na utilização de operações
matemáticas para alterar os valores dos pixels. O seu objetivo é melhorar a
qualidade da imagem, a fim de que o observador possa "ver melhor" e também
98
preparar a imagem para ser analisada pelo próprio computador (análise de
imagens), permitindo a obtenção de atributos da mesma [Gonzales e Woods, 1993].
Um dos maiores desafios na análise e processamento digital da imagem é
passar para o computador a incrível capacidade do conjunto olho/cérebro humano
de identificar objetos e diferenciá-los. A visão humana é mais qualitativa e
comparativa do que quantitativa, diferentemente do computador [Gonzales e Woods,
1993].
1.3.4 Aquisição da imagem
A digitalização é o primeiro passo do processamento digital de imagens. Um
sinal analógico que representa a imagem passa pelo conversor analógico/digital,
criando um arquivo digital, que é então armazenado no computador. A digitalização
é um passo fundamental porque ela irá definir a qualidade da imagem digital, o que
traz conseqüências em todo processo de análise e processamento [Paciornik, 2008].
1.3.5 Pré-processamento
O pré-processamento é o primeiro passo após a digitalização, sendo utilizado
para corrigir defeitos da imagem, normalmente criados em sua aquisição. Ele pode
ser utilizado para fins qualitativos se a saída da imagem destinar-se apenas para
avaliação pelo usuário. Nesse caso, a seqüência do processamento de imagens
termina por aqui. No entanto, o pré-processamento se torna mais complexo se for
utilizado como uma preparação para o passo da segmentação, que é utilizada para
a obtenção de informações quantitativas [Paciornik, 2008].
1.3.5.1 Histograma de níveis de cinza
O
pré-processamento
é
baseado
na
manipulação
matemática
das
intensidades dos pixels. O histograma da imagem é um dos melhores modos de se
representar a distribuição destas intensidades. Ele é um gráfico que lista no eixo
horizontal todos os níveis de cinza que são utilizados na imagem, e no eixo vertical o
número de pixels pertencente a cada nível. As imagens normalmente consistem de
99
256 níveis de cinza, variando o eixo horizontal do histograma entre 0 e 255. O eixo
vertical varia numa escala dependente do número de pixels da imagem e da
distribuição dos valores de nível de cinza. A partir desse conhecimento,
modificações podem ser feitas no histograma a fim de alterar características das
imagens. [Gonzales e Woods, 1993]
A Figura 39 apresenta uma imagem e seu respectivo histograma de
distribuição de tons de cinza.
Figura. 39 – Uma imagem e seu histograma. (a) Micrografia óptica. (b) Histograma de intensidade. Tradução
nossa: Number of Pixels = Número de Pixels; Pixel Intensity = Intensidade do Pixel. Note a distribuição do
gráfico, indicando baixo contraste da imagem. [Paciornik e Maurício, 2004]
O histograma mostra que essa imagem em particular não apresenta pixels
cujas intensidades se encontram próximas do 0 e do 255. Em outras palavras, o
contraste da imagem não está maximizado. Este é um problema muito comum em
imagens digitalizadas vindas diretas de um microscópio eletrônico de varredura. Já a
Figura 40 mostra a imagem após uma modificação em seu histograma com o intuito
de aumentar seu contraste. Percebe-se que o histograma está agora mais
espalhado pela faixa de intensidades. As alterações nos histogramas de imagens
são operações matemáticas realizadas para a alteração dos valores dos pixels (suas
intensidades) na imagem original [Paciornik e Mauricio, 2004].
100
Figura. 40 – Aquisição com contraste realçado. (a) A mesma amostra da Figura 39 capturada com
maior contraste . (b) A distribuição de intensidades foi mais “espalhada” no histograma, ocupando
uma faixa maior de intensidades. Tradução nossa: Number of Pixels = Número de Pixels; Pixel
Intensity = Intensidade do Pixel. [Paciornik e Maurício, 2004]
O histograma também é de extrema importância no passo da segmentação,
onde regiões similares são identificadas e diferenciadas do plano de fundo através
da intensidade de seus pixels [Neves e Pelaes, 2001]. Esse passo será detalhado
mais adiante.
1.3.5.2 Redução de ruído
O ruído é uma variação aleatória ou não dos pixels da imagem causada no
processo de aquisição, digitalização e transmissão. Os pixels por ele afetados
apresentam-se muito diferentes de seus pixels vizinhos.O ruído aleatório não pode
ser eliminado por completo, mas pode ser reduzido por um processo chamado
smoothing (suavização). O modo de se conseguir essa redução está em analisar
alguns pixels vizinhos de cada pixel da imagem e ver se a diferença entre o valor do
nível de cinza deste e de seus vizinhos é significativa. Frequentemente, smoothing
por média é aplicado, que é um tipo de filtro “Passa Baixa” (Low Pass). Neste, cada
pixel é substituído pela média das intensidades dos pixels de sua vizinhança
[Paciornik e Mauricio, 2004].
Outra maneira eficaz de reduzir o ruído é pelo “filtro mediana" (Figura 41).
Para cada vizinhança, esse filtro classifica a intensidade dos pixels em ordem
crescente de intensidade e escolhe como saída o valor mediano – aquele que está
no centro da seqüência – que é então colocado no lugar do pixel central. Numa
101
vizinhança 3x3, por exemplo, o valor médio é o quinto na seqüência em ordem
crescente. Em um caso de 5x5, o médio é o décimo terceiro na seqüência, e assim
por diante [NCSA, 2011].
Figura 41 - (a) Imagem com 20% de ruído; (b) A mesma imagem após a aplicação do filtro mediana.
[NCSA, 2011]
A operação algébrica de adição também pode ser utilizada para a redução do
ruído. Este processo consiste em adicionar imagens estáticas de uma mesma região
com ruído aleatório. Por ser aleatório, a contribuição do ruído não se soma, levando
a um aumento na razão sinal/ruído (signal to noise – SNR) [Paciornik e Mauricio,
2004].
Figura 42 - O uso da adição para melhorar a razão sinal/ruído. (a) Imagem de material compósito obtida no MEV
(b) O efeito da adição de 16 imagens diferentes na mesma posição. Fonte: Paciornik e Maurício, 2004]
102
1.3.5.3 Pseudo Coloração (Lookup Table)
A pseudo coloração consiste na aplicação de uma tabela de cores falsas,
para determinação do valor do pixel de saída. Nesta tabela, cada valor de entrada
corresponde a um novo valor de saída, de acordo com tabela utilizada. Desta forma
um específico nível de cinza é convertido em uma cor determinada pelo analista. Em
alguns casos, a pseudo coloração é muito útil para o realce de certas características
que podem não ser evidentes com a utilização da escala de cinza, como, por
exemplo, a existência de uma iluminação irregular. Tendo em vista que o olho
humano pode somente diferenciar de 20 a 30 tons de cinza, mas é capaz de
diferenciar centenas de cores, uma imagem composta por numerosos tons de cinza
pode ser melhor apresentada com a utilização deste artifício [Paciornik e Mauricio,
2004; Gonzales e Woods, 1993].
1.3.5.4 Correção de Iluminação Irregular
Evidentemente, o melhor procedimento para solucionar o problema da
iluminação irregular é a correção na etapa de aquisição da imagem no microscópio.
No entanto, existem situações em que isto não pode ser feito, ou mesmo sendo
possível, não representa uma solução viável. Em casos como estes, operações
algébricas de subtração são utilizadas para compensar o problema. O processo
funciona da seguinte forma:
Obtem-se uma imagem do fundo irregular da imagem original, e subtrai-se da
mesma, gerando uma imagem corrigida [Paciornik, 2008].
103
Figura 43 - Subtração (a) Imagem com iluminação irregular (b) Fundo estimado (c) Imagem com fundo subtraído.
[Paciornik e Maurício, 2004]
1.3.6 Segmentação da imagem
“Segmentação” é o termo técnico usado para a distinção de objetos numa
imagem. Ela é provavelmente a etapa que possui maior complexidade, porque tenta
representar computacionalmente um processo cognitivo que é inerente ao sistema
olho/cérebro humano. Ao se olhar para uma imagem, vários “inputs” diferentes são
utilizados para a distinção entre os objetos: brilho, contornos, formas específicas ou
texturas. O cérebro processa essa informação em paralelo em alta velocidade,
utilizando experiências anteriores. Computadores, por outro lado, não possuem o
mesmo poder de associação. O reconhecimento de uma imagem é feito através da
classificação de cada pixel de uma imagem como pertencente ou não ao mesmo
objeto [Neves e Pelaes, 2001; Paciornik e Mauricio, 2004; Gonzales e Woods, 1993].
Como exemplo, a Figura 44 mostra uma imagem simples composta por
objetos brilhantes num fundo preto.
104
Figura 44 - Imagem composta por objetos brilhantes num fundo preto. As intensidades dos pixels da
região quadrada indicada com a seta são mostradas na planilha da Figura 45 [Paciornik e Maurício,
2004].
Os olhos e o cérebro não apresentam dificuldade alguma em distinguir o que
é objeto e o que é fundo – pode-se facilmente identificar todos os objetos e contálos. Para o computador, porém, o conceito de objeto não existe a priori. Tudo que
ele conhece são pixels com uma coordenada no espaço e uma intensidade. A
“visão” do computador é de alguma forma imitada na Figura 45, onde parte da
imagem é mostrada como uma planilha. Com esta representação, fica difícil
distinguir objetos visualmente. A identificação é feita pela medição de alguns
parâmetros, que são distinguidos entre as várias classes de pixels. [Paciornik e
Mauricio, 2004].
105
Figura 45 - As intensidades dos pixels da área selecionada na região quadrada da imagem da Figura 44 estão
apresentadas como uma matriz. [Paciornik e Maurício, 2004]
Um dos métodos mais utilizados para a segmentação de imagens é o
thresholding (segmentação por limiarização). Após o thresholding, uma imagem
binária é formada, onde todos os pixels do objeto têm um nível de cinza, e os pixels
de fundo, outro [Paciornik e Mauricio, 2004].
Na Figura 44 o pixel será considerado parte de um objeto se ele tiver brilho
suficiente para tal. A segmentação então seguirá a escolha de um determinado nível
threshold “T” e aplicará a seguinte e simples regra de decisão [Paciornik e Mauricio,
2004] :
Se I(x,y) T, então o pixel em (x,y) pertence à classe “objeto”
Se I(x,y)<T, então o pixel em (x,y) pertence à classe “fundo”
onde I(x,y) é a intensidade do pixel na posição (x,y) da imagem.
O ponto principal é evidentemente a escolha para o valor de “T”. A Figura 46
mostra uma escolha baseada na análise do histograma e no resultado dos pixels
selecionados. Na imagem binária da Figura 46 (b), os pixels dos objetos
106
selecionados estão em branco, enquanto que os do fundo estão em preto [Paciornik
e Mauricio, 2004].
Figura 46 - Seleção e aplicação do threshold (a) O histograma da imagem da Figura 44 com o nível de threshold
(T) selecionado. Tradução nossa: “Number of pixels” = número de pixels; “Pixel intensity” = intensidade do pixel.
(b) A segmentação obtida com o nível de threshold selecionado na Figura (a). [Paciornik e Maurício, 2004]
1.3.7 Pós–processamento
Esse passo envolve a correção dos defeitos da segmentação, visto que
muitas das vezes o resultado desta não é adequado [Paciornik, 2008].
Para a correção dos defeitos residuais utilizam-se as técnicas de morfologia
matemática. Tais operações são semelhantes às operações locais, nas quais um
pixel da imagem de saída é função do valor dos pixels numa vizinhança da imagem
de entrada. Em imagens binárias, um pixel será preservado, eliminado ou invertido
em função de ter certo número de vizinhos iguais ou diferentes [Paciornik, 2008].
1.3.8 Medições
Uma
vez
que
a
imagem
tenha
passado
pelo
pré-processamento,
segmentação e pós-processamento, as regiões da imagem binária podem ser
utilizadas para a medição de diferentes parâmetros dos objetos [Paciornik, 2008].
Existe uma diferença básica entre medidas de campo e medidas de região.
As medidas de campo se referem ao campo como um todo. Parâmetros como
107
número de objetos, área total destes, perímetro total, fração de área, etc,
comumente utilizados na análise metalográfica, são medidas de campo. Medidas de
região se referem a cada objeto da imagem independentemente. Parâmetros como
área do objeto, perímetro, posição, forma, etc., são medidas de região.
Evidentemente, todos os fatores de campo podem ser derivados de fatores de
região, mas a maioria dos programas utiliza essa separação para facilitar as
medições básicas [Paciornik, 2008].
Como na metalografia tradicional, o operador tem que escolher uma
estratégia para coletar uma seqüência de campos de uma amostra, e decidir como
lidar com as suas bordas. A maioria dos programas possui opções para eliminar
objetos que tocam todas ou algumas bordas da imagem, decisão que deve ser
tomada em função da análise que se deseja realizar [Paciornik, 2008].
Outro importante fator a ser considerado durante a medição de objetos é a
conectividade ou vizinhança. Existem dois tipos de conectividade que podem ser
aplicadas durante as etapas de medição, conectividade 4 ou 8. A diferença entre
estas pode ser explicada de um modo comparativo, conforme imagens da Figura 47.
Na conectividade 4, uma região é considerada um único objeto se for possível
caminhar por todos os pixels desta região andando apenas na vertical e na
horizontal. Na conectividade 8, uma região é considerada um objeto se for possível
caminhar por todos os pixels desta região caminhando na vertical, horizontal e
diagonal. Para este exemplo (Figura 47), a conectividade 4 considera as regiões
como dois objetos. Já na conectividade 8, as regiões são consideradas um objeto
único [Paciornik, 2008].
108
Figura 47 – Diferença entre conectividade (ou vizinhança) 4 e 8. [Paciornik, 2008].
1.3.9 PDI para caracterização microestrutural
A Figura 48 (a) apresenta a microestrutura do aço UNS S32760, obtida por
microscopia óptica com aumento de 100x por Nunes, et. al. (2010). O material
estudado apresentou duas fases, austenita e ferrita, caracterizadas como regiões
claras e escuras, respectivamente. Esta imagem foi obtida e utilizada para
exemplificar a aplicação da técnica de PDI para a quantificação das fases ferrita e
austenita através da análise de diversas imagens do material analisado utilizando o
programa ImLab [Nunes, et. al., 2010].
A primeira etapa do PDI consistiu na conversão das imagens para tons de
cinza objetivando permitir o processamento através do ImLab, já que as imagens
coloridas possuem três canais, um para cada cor, e as em tons de cinza apenas um.
Segundo os autores, a conversão não causou nenhum prejuízo ao processo, uma
vez que a diferença entre a fase clara e a escura continuou nítida, como se pode
notar na Figura 48 (b) [Nunes, et. al., 2010].
A Figura 48 (c) apresenta o histograma da Figura 48 (b). No eixo “x” estão os
tons de cinza, que vão de 0 (mais escuro) a 255 (mais claro); e no eixo “y”, a
quantidade de pixels correspondente a cada tom de cinza. O histograma obtido foi
109
do tipo bi-modal, com dois picos, um associado aos pixels de cor cinza escuro
(ferrita) e outro que representava os pixels de tons mais claros (austenita) [Nunes,
et. al., 2010].
Figura 48 - a) Microestrutura do aço UNS S32760, ataque Behara, 100x b) Imagem da Figura 48 (a) após
conversão para tons de cinza c) Histograma da Figura 48 (b). [Nunes, et. al., 2010].
Posteriormente, foi investigado a existência de erros de iluminação. Esses
erros necessitaram de total atenção, pois, segundo os autores, numa imagem em
tons de cinza, se o cinza com tonalidade mais escura da ferrita estivesse tão claro
quanto os da austenita, as fases se confundiriam e o processamento perderia sua
exatidão. A Figura 49 (a) apresenta o resultado obtido após a aplicação da
ferramenta Pseudo Colors Hues do Imlab, onde a matriz ferrítica foi representada
por tons predominantemente avermelhados, enquanto no canto inferior esquerdo
apareceram tons de amarelo nesta mesma fase, logo a imagem apresentava um
erro de iluminação [Nunes, et. al., 2010].
Para corrigir tal erro, um fundo “borrado” da imagem foi gerado e subtraído da
imagem original. Para isto, usou-se cinco vezes o filtro passa baixa circular mean,
com kernel 45, que borrou a imagem até se obter um fundo (background) só com o
erro de iluminação. Logo após, subtraiu-se da imagem em tons de cinza (imagem b
da Figura 48) este fundo, e obteve-se uma imagem mais homogênea e sem erro de
iluminação ( Figura 49 (b)) [Nunes, et. al., 2010].
Após o pré-processamento, realizou-se a segmentação através do comando
Threshold pelo método automático de Otsu; que minimiza a variância entre os picos
110
do histograma e gera imagens binárias, formadas por pontos brancos, que
agrupados passam a ser considerados pelo computador como objetos. A ferrita
tornou-se o fundo preto e a austenita, as regiões brancas, isto é, objetos. A Figura
49 (c) apresenta o resultado obtido por Nunes, et. al. (2010) para a segmentação da
imagem da Figura 49 (b).
Figura 49 - a) Imagem da Figura 48 (b) após aplicação de Pseudo Colors. b) Imagem da Figura 48 (b) após
correção de iluminação. c) Imagem da Figura 49 (b) após segmentação. [Nunes, et. al., 2010]
Com as imagens já segmentadas foi realizada a quantificação das fases. Pelo
comando Find Region, foi feita a contagem das regiões brancas de cada imagem
processada, usando conectividade 4 e incluindo os objetos que tocavam a borda da
imagem. Finalmente, através do comando Measure Regions, foram mensuradas as
áreas, em pixels quadrados, de cada objeto dentro de cada imagem. Estas áreas
(dos objetos) foram somadas e puderam ser comparadas com a área total da
imagem, o que gerou um percentual de regiões brancas calculadas para cada uma
das imagens processadas [Nunes, et. al., 2010].
O procedimento foi realizado da mesma forma nas 35 imagens obtidas pelos
autores e gerou uma média percentual de 44,6% de regiões brancas nas imagens; o
que analogamente, foi entendido como o percentual de austenita no material. Os
55,4% dos pixels restantes formavam o fundo preto da imagem e representam
quantitativamente a matriz ferrítica da amostra do aço inoxidável superduplex UNS
S32760 [Nunes, et. al., 2010].
Pesquisadores investigaram, em estudo publicado em 2010, possíveis
modificações causadas por tratamentos térmicos na microestrutura de uma liga à
base de níquel-cromo através da técnica de processamento digital de imagem. As
111
imagens das Figuras 50 (a) e 50 (b) exemplificam os aspectos microestruturais
obtidos e que foram analisados para dois grupos distintos de amostras: F e TT
(material fundido sem tratamento térmico e material fundido e tratado termicamente,
respectivamente) [Pimenta, et. al., 2010].
Figura 50 - Aspecto microestrutural da liga à base de níquel-cromo utilizada para fabricação de dispositivos
odontológicos, com aumento de 100x, Microscópio eletrônico de varredura (MEV), modo electrons
retroespalhados (Backscatered secondary electrons – BSE), a) Grupo F e b) Grupo TT. [Pimenta, et. al., 2010]
Todas as imagens apresentaram uma estrutura dentrítica (tipicamente obtida
em peças fundidas) para fase cinza, uma segunda fase branca interdentrítica, e
inclusões (regiões) pretas, além da presença de porosidades. Uma observação
qualitativa não permitiu apontar diferenças entre aspectos microestruturais dos
Grupos F e TT, fato que, segundo os autores, sugeria não ter ocorrido modificações
microestruturais durante o tratamento térmico [Pimenta, et .al., 2010].
A Figura 51 apresenta uma imagem da microestrutura obtida por Pimenta et.
al. (2010) sobre a qual foram realizadas as etapas de processamento digital dentro
do programa ImLab, com os resultados obtidos em cada etapa, e que exemplificam
as decisões e os procedimentos adotados para todas as imagens obtidas para os
Grupos F e TT (total de 30 imagens para cada grupo) [Pimenta, et .al., 2010].
112
Figura 51 – Imagem exemplo para uso do ImLab no processamento digital. [Pimenta, et .al., 2010].
A etapa de pré-processamento consistiu em operações na seguinte ordem:
conversão da imagem para tons de cinza; eliminação da parte inferior da imagem
(região que continha informações sobre a operação do MEV); verificação de erros de
iluminação; aplicação de um filtro “passa baixa”, para permitir separação de tons
[Pimenta, et .al., 2010].
Tal como o realizado por Nunes e colaboradores (2010), a primeira etapa do
tratamento digital de imagem, referente ao pré-processamento, foi converter o
sistema de cores primárias RGB (Red, Green, Blue), utilizado por microscópios em
geral, para escalas de cinza, visando facilitar o processo posterior de tratamento
digital de imagem. Esta etapa não alterou a imagem, uma vez que os três canais do
sistema RGB sempre possuíam a mesma intensidade, portanto, a imagem só
possuía tons de cinza. Este resultado já era esperado, uma vez que, as imagens
obtidas em MEV, são imagens em tons de cinza [Pimenta, et .al., 2010].
A segunda etapa do pré-processamento consistiu em remover da imagem as
informações sobre a operação do microscópio contidas na parte inferior. Esta
remoção foi realizada com a operação Crop. A Figura 52 ilustra a imagem após o
comando Crop [Pimenta, et .al., 2010].
113
Figura 52 – Imagem da Figura 51 após o comando Crop do ImLab. [Pimenta, et. al., 2010].
Possíveis erros de iluminação, gerados na obtenção da imagem, foram
verificados através da função Pseudo Colors. Não foram encontrados indícios de
iluminação irregular nas imagens processadas. A Figura 53 apresenta o resultado da
imagem 52 após aplicação da Pseudo Colors Hues, ferramenta do ImLab contendo
uma função para verificação de erros de iluminação de imagens [Pimenta, et .al.,
2010].
Figura 53 – Imagem da Figura 3.17 após o Pseudo Colors Hues. [Pimenta et al, 2010]
A Figura 54 apresenta o histograma da imagem da Figura 52. Este diagrama
exemplifica um histograma do tipo mono-modal, onde os tons de todos os pixels que
compõem a imagem concentram-se no entorno de um único pico e não existe uma
separação nítida entre os pixels pertencentes à região de tons cinza e aqueles
pertencentes à região de tons mais claros (brancos) [Pimenta, et .al., 2010].
114
Figura 54 – Histograma da imagem da Figura 52 [Pimenta, et. al., 2010].
Para tornar nítida a separação dos tons das regiões das imagens, e colocar o
histograma numa situação de bi-modal, usou-se um filtro “passa baixa”, denominado
Circular Mean, que foi utilizado repetidamente por três vezes. Somente após a
terceira operação, notou-se a separação entre os tons no histograma. As Figuras 55
(a) e (b) exemplificam, respectivamente, a imagem após a sequência de filtros e o
histograma bi-modal da nova imagem gerada. Esta foi a última etapa do préprocessamento das imagens [Pimenta et al, 2010].
Figura 55 - a) Imagem 3.19 após o filtro Circular Mean ser usada três vezes. b) Histograma da imagem da Figura
3.20 (a). Imagem adaptada da referência [Pimenta et al, 2010]
A etapa de segmentação da imagem foi realizada através do comando
Threshold, de forma manual, isto é, numa situação onde a escolha do tom de corte é
uma decisão do operador. Nas etapas seguintes (ditas pós-processamento), foram
115
utilizados os comandos Fill Holes (fechar vazios), Prune (Eliminar objetos) e Colse
(comando de dilatação seguido do comando de erosão). As Figuras 56 a 58
apresentam as etapas de segmentação e pós processamento realizadas para as
regiões escuras (pretas) e as Figuras 59 a 61, para as regiões brancas [Pimenta, et
.al., 2010].
A etapa de segmentação binarizou a imagem (somente tons de preto e
branco) e selecionou regiões específicas. As regiões mais escuras da imagem da
Figura 55 (a) foram segmentadas utilizando operação de segmentação manual na
tonalidade 70, indicada na figura 55. O resultado desta segmentação é apresentado
na Figura 56 [Pimenta, et .al., 2010].
Figura 56- Imagem da Figura 55 (a), após segmentação no tom 70. [Pimenta et al, 2010]
A presença de pequenos “ruídos” na imagem foi resolvida através do
comando Prune. Regiões erroneamente incluídas durante a etapa de segmentação,
aquelas menores que 5 pixels quadrados, foram, através desta etapa, eliminadas. A
imagem da Figura 57 realça e identifica este tipo de erro / ruído [Pimenta, et .al.,
2010].
116
Figura 57 - Pequenas regiões pretas que não eram de interesse e que foram inseridas por equivoco durante a
segmentação. [Pimenta, et. al., 2010].
Para alguns casos, utilizou-se o comando Fill Holes para preencher vazios
existentes no interior dos objetos (ou fases segmentadas), o que não se aplicou ao
caso da Figura 57. A Figura 58 ilustra um caso onde foi necessária a utilização do
comando Fill Holes [Pimenta, et .al., 2010].
Figura 58 - Imagem exemplo onde se fez necessário a utilização do comando Fill Holes. [Pimenta, et. al., 2010]
A imagem da Figura 55 (a) foi segmentada, utilizando-se agora o ponto
mínimo do vale formado pelos dois picos do histograma (Fig 55 b). Segundo os
autores, apesar do vale aparecer de forma sutil no histograma, a separação de tons
foi suficiente para que a segmentação fosse realizada, tornando possível separar as
117
regiões cinza das regiões brancas de forma satisfatória, como pode ser visto na
Figura 59, que apresenta o resultado desta operação realizada sobre a imagem da
Figura 55 (a) [Pimenta, et .al., 2010].
Figura 59- Imagem da Figura 55 (a) após segmentação no “ponto de mínimo” do histograma. [Pimenta, et. al.,
2010].
Devido às regiões brancas da Figura 59 (fase interdendrítica) possuírem uma
estrutura lamelar em algumas partes da imagem, uma única região acabava sendo
fracionada em mais de um objeto, o que tornou necessária, após a segmentação, a
utilização do comando Close. Este comando é formado por uma etapa de dilatação,
seguida de uma erosão, com o objetivo de juntar pequenas regiões que tivessem
sido separadas durante a etapa de segmentação. A Figura 60 apresenta o resultado
obtido após a utilização do comando Close sobre a imagem da Figura 59 [Pimenta,
et .al., 2010].
Contudo, ainda existiam muitos “furos” no interior dos objetos selecionados
(mesmo após o comando Close), também originados devido à forma rendilhada /
estrutura lamelar das regiões brancas. O comando Fill Holes foi utilizado para
preencher os possíveis espaços ou “furos” em regiões já segmentadas, tal como
exemplificado pela Figura 58 [Pimenta, et .al., 2010].
Para imagens que nesta etapa do processamento ainda continham “ruídos”,
tais como objetos menores que 30 pixels, o comando Prune foi novamente utilizado
118
Figura 60 - Ilustração da importância do comando Close e o resultado obtido. [Pimenta, et. al., 2010].
A Figura 61 exemplifica a operação da soma das imagens, antes (ver Figura 52)
de diversas operações e após todas as etapas de processamento digital, para
mostrar e realçar a fase que foi quantificada digitalmente como sendo a fase mais
clara na microestrutura considerada [Pimenta, et .al., 2010].
Figura 61 - Imagem quase original somada à imagem após todo o processamento. [Pimenta, et. al., 2010].
119
A quantificação das fases presentes foi realizada em duas etapas. A primeira,
em que apenas os objetos no interior da imagem foram contados (os objetos que
tocavam a borda foram desconsiderados), e uma segunda etapa, em que todos os
objetos foram considerados (bordas, inclusive). Os resultados da primeira etapa
foram utilizados na análise dos tamanhos das regiões, e os resultados da segunda
etapa foram utilizados para cálculo de percentual de áreas [Pimenta, et .al., 2010].
A Tabela 16 apresenta os resultados obtidos para os Grupos F e TT, estes
valores são as médias para as três amostras processadas [Pimenta, et .al., 2010].
Tabela 16 – Fração volumétrica obtida para cada uma das regiões da microestrutura antes (F) e após
o tratamento térmico (TT). [Pimenta, et. al., 2010]
Grupo
F
TT
Matriz cinza [%]
86,64 ± 0,43
87,15 ± 1,82
Segunda Fase Branca [%]
12,20 ± 0,60
11,46 ± 0,78
Regiões Pretas [%]
1,16 ± 0,20
1,40 ± 1,13
Segundo Pimenta, et. al. (2010), uma análise estatística dos valores obtidos
permitiu afirmar que os grupos possuíam a mesma variância, podendo ser aplicado
o teste t de Student para grupos com mesma variância. Como os valores de t
calculados foram menores que os valores de t crítico, os autores puderam afirmar,
com confiabilidade de 95%, que a hipótese nula H0 de que os valores obtidos para
os diferentes grupos pertenciam à uma mesma família foi aceita, e, portanto, que
não houve alteração no percentual das fases presentes na microestrutura devido ao
tratamento térmico realizado sobre o material em seu estado fundido [Pimenta, et
.al., 2010].
Os resultados das regiões pretas não foram submetidos ao teste de hipóteses
H0, pois não foi possível determinar se os mesmos eram inclusões ou porosidades
Podemos destacar alguns trabalhos recentes publicados utilizando a técnica
de processamento digital de imagem para caracterização de materiais. Paciornik, et
al, 2007, realizaram um estudo em materiais odontológicos, utilizando análise de
imagens para avaliar o efeito de ataque ácido na raiz da dentina. Oliveira, et al,
2006, fizeram a caracterização de um material compósito formado por uma matriz
polimérica reforçada com fibra de vidro, os autores caracterizaram as fibras
individualmente, medindo o diâmetro das mesmas, a distribuição das fibras na matriz
e o ângulo de enrolamento. Romani, et al, 2012, mediram a altura média de um filme
120
de ouro depositado sobre um substrato de vidro através do processamento digital de
imagens obtidas por microscopia de força atômica.
Vários programas para processamento digital de imagens estão disponíveis
gratuitamente na Internet, dos quais pode-se destacar o ImLab, utilizado neste
projeto, o Image Tool, o Infan View, o Image J. Também existem diversos programas
comerciais, como o KS400, AxioVision, Digital Micrograph, SIS-AUTO e Stream
Motion.
121
2
MATERIAIS E MÉTODOS
2.1
O material soldado
O material utilizado neste projeto foi o aço inoxidável hiperduplex, identificado
pela Unifed Numbering System por UNS S32707, fabricado e comercializado pela
Sandvik [http://www.smt.sandvik.com, consultada em 15 de Outubro de 2011] sob o
nome SAF 2707 HD. A Tabela 17 apresenta a composição química esperada para o
material e a composição do lote utilizado neste estudo, dados da ficha do material e
do certificado de rastreabilidade do lote, respectivamente. A matéria prima foi
fornecida na forma de tubos sem costura, no estado recozido, com diâmetro externo
de 19,05 mm (3/4 polegada) e espessura de 2,24 mm.
Tabela 17 – Composição química do aço UNS S32707
Elemento
Composição Química (% em peso)
Padrão
Lote do projeto
C
max. 0,030
0,019
Si
max. 0,5
0,22
Mn
max.1,5
0,92
P
max. 0,035
0,013
S
max. 0,010
0,001
Cr
27
26,68
Ni
6,5
6,37
Mo
4,8
4,77
N
0,4
0,38
Co
1,0
0,96
Fonte: http://www.smt.sandvik.com, consultada em 15 de Outubro de 2011
Segundo o fabricante, o material deve apresentar uma microestrutura bifásica,
formada por ferrita e austenita, com limite de escoamento a 0,2 de 700 MPa, Limite
de resistência entre 920 e 1100 MPa, alongamento mínimo de 25% (medido em
50,8mm) e dureza de 34HRC (Sandvik, 2010).
122
2.2
Soldagem
O projeto utilizou processo de soldagem TIG autógeno (sem metal de adição),
de forma manual. A solda foi realizada no sentido longitudinal do tubo. Para
preparação das juntas a serem soldadas, duas amostras medindo 60 mm cada,
foram retiradas do tubo, através do seccionamento em cortadeira metalográfica.
Posteriormente, as amostras foram cortadas no sentido longitudinal, operação
realizada com corte a fio por eletroerosão. A Figura 62 apresenta uma das amostras,
após o corte a fio, pronta para a soldagem e a Figura 63 a amostra já fixada num
torno de bancada, pronta para ser submetida ao processo de soldagem.
Figura 62 – Corpo de prova pronto para ser submetido ao processo de soldagem TIG autógeno manual.
123
Figura 63 – Amostra fixada no torno de bancada pronta para soldagem.
A operação de soldagem foi realizada no laboratório de soldagem do SENAI
[http://www.firjan.org.br, consultada em 15 de outubro de 2011], utilizando a máquina
da marca Eutectic, modelo Mig Pulse 4200. Uma das amostras foi soldada utilizando
arco pulsado, e a outra, arco não pulsado, os demais parâmetros utilizados no
processo foram os mesmos nas duas juntas, e são apresentados na Tabela 18.
Tabela 18 – Parâmetros de soldagem
Pulsado
Não Pulsado
Gás de proteção
Ar + 2,5 N2
Vazão do gás
7 L/min
Amperagem
40 A (máx.)
16 A (mín.)
40 A
Eletrodo
PH2 (2% Cu), Ø 1,3 mm
Bocal
Ø 5,0 mm
Tensão
10,3 Volts
124
2.3
Preparação Metalográfica
Duas amostras transversais foram retiradas de cada junta soldada
(totalizando 4 amostras, 2 arco pulsado e 2 arco não pulsado), utilizando uma
cortadeira metalográfica da marca Arotec, modelo COR-40. Para melhor manuseio
nas etapas de lixamento e polimento, as amostras foram embutidas em baquelite,
numa prensa para embutimento metalográfico da marca Fortel. A etapa de lixamento
sucedeu-se por meio de lixas metalográficas nas sequências das maiores
granulometrias (180 mesh) até as menores (1200 mesh). Posteriormente, todas as
amostras foram submetidas às sequências de polimento em pasta de diamante com
granulometrias de 6µm a 1µm, até a obtenção de uma superfície especular. A Figura
64 apresenta algumas amostras após as etapas de embutimento, lixamento e
polimento.
Figura 64 – Amostras após as etapas de embutimento, lixamento e polimento.
O ataque químico utilizado para revelar a microestrutura foi realizado com
uma solução, denominada Behara, constituída de uma mistura de 100mL de água
destilada, 20mL de ácido clorídrico (HCl) pureza analítica e 0,8g de metabissulfito de
potássio (K2S2O5). Segundo Martins (2006), o metabissulfito de potássio só deve ser
adicionado na solução no momento do ataque, pois o seu período de atuação é
125
bastante curto. O ataque químico foi realizado em capela com sistema de proteção e
de exaustão de gases, com a amostra mergulhada na solução por 90 segundos,
sem agitação, a temperatura ambiente (25°C), e com a superfície que se desejava
atacar voltada para cima. A preparação metalográfica das amostras foi realizada
pouco antes do ataque. Interrompeu-se o ataque lavando-se a superfície da amostra
com água, que depois foi seca com álcool pureza analítica e jato de ar quente.
Todas as amostras embutidas foram submetidas a esta mesma seqüência de
preparação metalográfica e ataque químico por cinco vezes.
Para revelar a possível presença da fase sigma foi utilizado um ataque
eletrolítico com solução aquosa de 200mL de água destilada e 40g de hidróxido de
sódio (NaOH). A regulagem do equipamento foi feita manualmente, com diferença
de potencial (tensão de corrente) de 12V. O tempo de ataque foi de 30 segundos a
temperatura ambiente de 25ºC.
O equipamento utilizado para os experimentos eletroquímicos foi uma cuba
para ataque eletrolítico pertencente ao Laboratório de Caracterização de Materiais
da UERJ (Figura 65). O eletrodo de referência usado foi uma pequena barra de aço
inoxidável austenítico (uma pequena peça metálica, condutora, que serviu apenas
para fechar o circuito e permitir que a reação ocorresse), cujas dimensões eram uma
seção quadrada com lado de 10mm e 20mm de comprimento. Já o eletrodo de
trabalho consistiu na amostra de interesse do aço inoxidável hiperduplex e os
eletrólitos empregados neste ensaio foram os presentes na solução de hidróxido de
sódio. Interrompeu-se o ataque do mesmo modo que no sistema Behara
anteriormente descrito.
126
Figura 65 – A imagem ilustra o sistema utilizado no ataque químico eletrolítico das amostras soldadas.
2.4
Análise Macroscópica
Imagens macroscópicas das juntas soldadas foram obtidas utilizando-se um
estereoscópio da Marca Olympus, modelo SZ 61 (Figura 66), equipado com câmera
digital para captura de imagens.
127
Figura 66 – Estereoscópio Olympus SZ 61
2.5
Microscopia
2.5.1 Microscopia Óptica
Para análise microestrutural e captura das imagens foi utilizado um
microscópio óptico pertencente ao laboratório de Caracterização de Materiais da
UERJ, da marca Carl Zeiss, modelo Imager.M1m (Figura 67), equipado para
aumentos de 50, 100, 500 e 1000 vezes, e câmera digital integrada ao computador
para captura de imagens.
128
Figura 67 - Equipamento (microscopia óptica) instalado no Laboratório de Microscopia da Engenharia Mecânica
da UERJ através do fomento recebido pelo Edital 05/2007 PROGRAMA “APOIO ÀS UNIVERSIDADES
ESTADUAIS DO RIO DE JANEIRO – UERJ, UENF E UEZO” no ano de 2008.
Conforme já dito no item 2.3 deste Capítulo, cada amostra foi submetida cinco
vezes a preparação metalográfica e ataque químico, sendo que após cada etapa a
amostra era submetida à análise por microscopia óptica e obtenção de imagens.
Este procedimento foi realizado com o objetivo de obter várias imagens de diferentes
regiões do material (profundidades diferentes), para posterior caracterização por
processamento digital de imagens. Desta forma, foram geradas imagens oriundas de
cinco regiões diferentes da junta soldada para cada uma das amostras analisadas
(um total de duas amostras para cada condição de soldagem). Assim, foram obtidas
imagens de 10 regiões distintas para cada condição de soldagem.
2.5.2 Microscopia eletrônica de Varredura (MEV)
A microscopia eletrônica de varredura foi realizada com amostras apenas
polidas e submetidas ao ataque químico Behara. Para amostras polidas foi utilizado
um MEV de bancada da marca HITACHI, modelo TM 3000 (Figura 68) com sistema
129
acoplado para análise química semi-quantitativa por EDS (Energy Dispersive
Spectroscopy), com software QUANTAX 70 para análise line scan (análise quimica
ao longo de uma linha), operando sempre no modo elétrons retroespalhados (BSE –
backsccatered secondary electrons) a 5kV. Amostras atacadas foram analisadas por
um MEV JEOL, modelo JSM-6490, operando a 20kV.
Figura 68 – Microscópio Eletrônico de Varredura HITACHI TM 3000 utilizado neste trabalho.
2.6
Processamento Digital de Imagens
O processamento digital de imagem foi realizado através do programa ImLab,
disponível
gratuitamente
no
endereço
eletrônico
http://imlab.sourceforge.net/
(Acessado em: 20 Junho de 2011). O objetivo da utilização desta ferramenta e
técnica foi determinar a fração volumétrica de ferrita e austenita nas juntas soldadas
com arco pulsado e com arco não pulsado.
130
Dentro da etapa de processamento digital de imagem, foram realizadas
etapas sequenciais de pré-processamento, etapas de segmentação, e etapas de
pós-processamento. Finalmente, foram realizadas etapas de quantificação dos
objetos da imagem, em que a fração de área ocupada por cada objeto / fase foi
medida. Todas as etapas do tratamento digital de imagens foram realizadas
utilizando conectividade 4 entre os “objetos”.
2.7
Ensaio de Microdureza
Com o objetivo de verificar se os processos de soldagem arco pulsado x arco
não pulsado provocaram modificação na dureza do material, foram obtidos valores
de microdureza Vickers. Perfis de dureza foram obtidos para uma amostra de cada
junta soldada que foram preparadas metalograficamente e atacadas com o reagente
Behara, tornando possível visualizar o limite entre o metal de base e a zona de
fusão. Foi utilizado um microdurômetro da marca PanTec, modelo MV 1000A,
equipado com câmera digital para captura de imagens. Todos os ensaios foram
realizados segundo norma ABNT ISO 6507-1, com força de 0,9807N e tempo de
aplicação de carga de 15 segundos.
A Figura 69 apresenta o esquema utilizado para o ensaio de microdureza, no
qual a profundidade de penetração da solda (H) foi o parâmetro usado para a
determinação da posição inicial do penetrador (na posição H/2 e centro da zona de
fusão - ZF). As medidas de dureza foram realizadas a um passo de 0,25mm à partir
da posição inicial, tanto para a direita quanto para a esquerda. Foram feitas 11
medidas para a direita e 11 medidas para a esquerda, totalizando 22 pontos em
cada junta soldada. Na Figura 09 a linha tracejada representa a região onde o
ensaio de microdureza foi executado.
131
Figura 69 – Esquema utilizado para região de obtenção de perfil de microdureza para as juntas soldadas arco
pulsado e arco não pulsado.
2.8
Análise Estatística dos Resultados
Os resultados de fração volumétrica de austenita para ZF dos grupos 1 e 2
(pulsado e não pulsado) foram analisados através da distribuição t de Student
[Montgomery, 2001] e para a hipótese nula (H0) de que não existia variação entre os
valores de austenita para estas condições de soldagem (µ pulsado=µnão
pulsado).
As
medidas foram realizadas de modo randômico, independentes, as variâncias
consideradas iguais e os cálculos feitos para 95% de confiabilidade (α=0,05). O valor
tabelado de t de Student para distribuição foi de tcrítico ou tc de 1,746 O teste com
distribuição F de Snedecor foi aplicado para verificação da validade da aplicação do
teste t de Student. O valor tabelado fc (“f” crítico) utilizado foi 1,64.
132
3
RESULTADOS E DISCUSSÃO
3.1
Macrografia
As Figuras 70 e 71 apresentam, respectivamente, exemplos das macrografias
obtidas das juntas soldadas pelo processo TIG autógeno manual com arco pulsado
e não pulsado. A soldagem com arco pulsado resultou numa junta soldada com 0,84
mm de penetração e 3,68 mm de largura, enquanto a soldagem não pulsada
resultou em 0,63 mm de profundidade e 3,01 mm de largura.
Figura 70: Macrografia da junta soldada arco pulsado. Ampliação 30X; Ataque: Behara.
133
Figura 71: Macrografia da junta soldada arco não pulsado. Ampliação 30X; Ataque:Behara
O processo de arco pulsado gerou uma junta soldada com maior penetração,
quando se comparando com o não pulsado. Este resultado corrobora com os obtidos
por Wang, et. al., (2006) (Figura 30), para o procedimento de soldagem estando o
material a 25°C, conforme apresentado na Tabela 19.
Tabela 19. Comparação dos resultados realizados com os obtidos por Wang, et. al., 2006.
Processo TIG
Penetração
(Realizado)
Pulsado
Não Pulsado
0,84 mm
0,63 mm
Penetração
(Wang et. Al.,
2006)
0,252 mm
0,238 mm
Largura
(realizado)
3,68 mm
3,01 mm
Largura
(Wang et. Al.,
2006)
1,0 mm
1,0 mm
A morfologia dos grãos esperada para cada modo de soldagem aqui testado,
de acordo com Wang, et. al., (2006) seria a de grãos com geometria
preferencialmente equiaxial para o modo pulsado, enquanto que para o não pulsado
esperar-se-ia a formação de grãos com geometria preferencialmente alongada e
colunar. Sabe-se que a soldagem com arco pulsado provoca uma melhor
134
distribuição térmica na poça de fusão e, portanto, um resfriamento com fluxo de
calor mais bem distribuído através do processo de solidificação que gera um
crescimento mais equiaxial dos grãos, ao contrário da soldagem com arco não
pulsado. Segundo Wang, et. al., (2006) a formação de grãos equiaxiais é um
resultado proveniente do processo de soldagem aplicando-se corrente direta
pulsada, ou acelerando a taxa de arrefecimento, ou ainda tendo-se a ocorrência
dessas duas situações simultaneamente. Já a condição contrária é conseguida por
não haver variação da intensidade da corrente, ou seja, a corrente elétrica é mantida
constante na intensidade máxima, assim não havendo agitação da poça. Por
conseguinte, os grãos têm energia suficiente para coalescer na direção oposta ao
fluxo preferencial de arrefecimento, por este efeito permite-se a obtenção de grãos
com geometria mais alongada (ou colunar). As imagens macrográficas obtidas no
presente trabalho (Figuras 70 e 71) não permitiram uma clara diferenciação dos
aspectos geométricos dos grãos para que fosse identificada uma diferença entre
grãos equiaxiais ou não. A presença de mais de uma fase na junta soldada e
aspectos relacionados ao tipo de ataque químico utilizado podem ter interferido
nesta observação.
3.2
Aspectos Micrográficos
As Figuras de 72 até 79 exemplificam as imagens obtidas para os aspectos
microestruturais da junta soldada após a preparação e o ataque químico, conforme
já descritos em Materiais e Métodos. As fases ferrita e austenita apresentaram uma
coloração variada, a ferrita com tonalidades escuras e a austenita claras [ASM
International, 2004]. Essas tonalidades são uma característica típica dos ataques
coloridos realizados com reagentes que depositam filmes de sulfetos na superfície
das amostras. O crescimento dos filmes de sulfeto é sensível à orientação
cristalográfica dos grãos, além do tempo de ataque [Vurobi e Mitsuyuki, 2008].
Exemplos da região de transição entre metal de base e zona de fusão (zona
termicamente afetada ou ZTA) são apresentados nas Figuras 64 e 65, modo não
pulsado e pulsado, respectivamente.
135
MB
ZF
100 µm
Figura 72: Zona de transição do Metal de Base para a Zona de Fusão. Arco não pulsado. Aumento 100X, Ataque
Behara.
ZF
MB
Figura 73: Zona de transição do Metal de Base para a Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 100X, Ataque
Behara.
136
As imagens apresentadas nas Figuras 74, 75 e 76 exemplificam o aspecto
microestrutural obtido da zona de fusão da amostra soldada por arco não pulsado, e
as imagens das Figuras 77, 78 e 79 exemplificam o aspecto microestrutural obtido
da zona de fusão da amostra soldada por arco pulsado, em diferentes aumentos.
ZF
100 µm
Figura 74: Zona de Fusão. Arco não pulsado. Aumento 100X, Ataque Behara.
137
138
Figura 77: Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 100X, Ataque Behara
Figura 78: Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 500X, Ataque Behara
139
Figura 79: Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 1000X, Ataque Behara.
Após uma análise comparativa das microestruturas da zona de fusão por arco
não pulsado e pulsado das Figuras 74 e 77, respectivamente, ambas com aumento
de 100x, e também das Figuras 75 e 78 na mesma situação, porém com aumento de
500x, observa-se que a fase austenita gerada por arco pulsado encontra-se melhor
distribuída e com maior ramificação de frentes secundárias / terciárias de
crescimento, gerando uma maior homogeneidade da distribuição desta fase na zona
de fusão do que a amostra submetida ao processo de soldagem por arco não
pulsado. Este resultado foi obtido em decorrência da variação da intensidade da
corrente elétrica no procedimento de soldagem por arco pulsado, que promove
maior agitação na poça de fusão, permitindo que exista maior homogeneidade no
fluxo calor da poça e, portanto, uma melhor distribuição da fase que depende da
direção e da velocidade de resfriamento, isto é, a austenita.
A taxa de arrefecimento é aproximadamente igual em todas as direções do
grão no modo pulsado, dessa forma não havendo um crescimento preferencial do
grão no sentido oposto ao fluxo de calor, no que implica a formação da
microestrutura com contorno de grão mais randômico, quando comparado com os
grãos obtidos pelo modo não pulsado.
140
Uma análise apenas qualitativa dos aspectos micrográficos obtidos leva a
supor que os percentuais de ferrita e austenita, na zona de fusão, estão próximos a
50%, muito provavelmente em decorrência da utilização de 2,5% N2 no gás de
proteção, sendo este um dos elementos estabilizantes da fase austenita. Uma
análise quantitativa das frações volumétricas das fases presentes na microestrutura
das zonas de fusão se faz necessária.
3.3
Ataque Eletrolítico
As Figuras de 80 a 83 apresentam exemplos de imagens obtidas referentes
ao aspecto micrográfico do material, após ser atacado eletroliticamente com
reagente recomendado pela norma ASTM A 923-08 para detectar fases
intermetálicas deletérias em aços inoxidáveis duplex [Anexo A].
Figura 80: Zona de transição do Metal de Base para a Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 100X, Ataque
Eletrolítico (NaOH).
141
Figura 81: Zona de Fusão. Arco pulsado. Aumento 1000X, Ataque Eletrolítico (NaOH).
Figura 82: Zona de transição do Metal de Base para a Zona de Fusão. Arco não pulsado. Aumento 100X, Ataque
Eletrolítico (NaOH).
142
Figura 83: Zona de Fusão. Arco não pulsado. Aumento 1000X, Ataque Eletrolítico (NaOH).
Os aspectos micrográficos, nas Figuras 81 e 83, revelaram com distinção a
presença de duas fases, uma fase escura e uma fase mais clara. Conforme já
mencionado anteriormente, espera-se que a fase ferrita seja a identificada pela
coloração mais escura (tons variando entre o marron, alaranjado, verde e azul) e a
fase austenita pela tonalidade mais clara.
Os aspectos micrográficos das zonas de fusão obtidos por ataque eletrolítico
parecem não apresentar uma terceira fase, sendo indício da ausência de
intermetálicos ou fases consideradas prejudiciais ao comportamento mecânico do
material que se espera ser essencialmente bifásico.
A Figura 84 apresenta resultados obtidos por Chen e Yang (2001) para o
ataque eletrolítico utilizando NaOH em um aço duplex SAF 2205. A fase deletéria
sigma foi identificada como sendo os pontos mais escuros nos contornos de grãos
das fases ferrita / austenita. Tonalidades distintas foram obtidas para as demais
fases presentes. Os resultados obtidos por Chen e Yang (2001) para o metal de
base podem ser comparados aos obtidos no presente trabalho para as zonas de
fusão soldadas, que não apresentaram a presença de fases com tonalidades
143
diferenciadas, precipitadas nos contornos de grãos para o mesmo reagente químico
em ataque eletrolítico.
Figura 84 – Imagem (d) – Imagem em tons de cinza obtida com ataque eletrolítico usando NaOH (10 gramas
para 100 ml de água destilada). Austenita mais clara, ferrita em cinza mais escuro e fase sigma como pontos
pretos nos contornos de grãos. [Chen e Yang, 2001]
Elmer, at. al. (2007) analisaram o aspecto microestrutural de uma amostra de
aço inoxidável duplex, 2205 DSS, termicamente tratada a 1065°C por duas horas e
resfriada bruscamente em água (têmpera) para produzir uma microestrutura
contendo quantidades aproximadamente iguais de ferrita e austenita.
A Figura 85(a) mostra o aspecto microestrutural do material utilizado por
Elmer e colaboradores (2007) como recebido. A fase austenita foi identificada como
a região mais clara e a ferrita a mais escura, com diferentes tonalidades de azul. A
microestrutura do aço duplex 2205 foi revelada realizando o ataque eletrolítico com
KOH (50g KOH e 100 mL água), mantendo a tensão de 5V por aproximadamente 10
segundos. Este ataque, segundo Elmer, at. al., (2007), é aplicado especificamente
com o propósito de identificar a possível presença da fase sigma na microestrutura
após a exposição do material a uma determinada temperatura; e também pode ser
144
utilizado para distinguir adequadamente as fases ferrita e austenita nas condições
como recebida e tratada termicamente.
Em seguida, a amostra foi tratada termicamente a 850°C por 10 horas, a
Figura 85(b) apresenta o aspecto microestrutural após o tratamento. Nesta situação,
três fases foram identificadas / diferenciadas através de colorações distintas: uma
fase com tom variando entre o azul e o violeta, uma fase clara (não atacada) e uma
fase mais escura com tonalidade para o marrom / preto, correspondentes, as fases
ferrita, austenita e sigma, respectivamente.
145
Figura 85 – Aspecto microestrutural revelado por ataque eletrolítico com KOH (a) ferrita, , em tons de azul e
austenita, , em tons mais claros (b) fase , nas cores marrom / preto, que apareceu após 10h de tratamento
térmico a 850°C. [Elmer, et. al., 2007].
146
Segundo Elmer e colaboradores (2007), durante o tratamento térmico a uma
temperatura estável a 700°C, a fase ferrita tende a transforma-se em duas fases,
austenita e sigma, até ser totalmente consumida. A uma faixa de temperatura entre
700°C e 800°C, a ferrita desaparece, e a fase sigma transforma-se parcialmente em
austenita. E a 800°C, a ferrita reaparece, mantendo-se o aumento da temperatura, a
fase sigma continua a se decompor até desaparecer completamente, quando o
sistema atinge uma temperatura próxima a 860°C a fase sigma é eliminada. Esse
fenômeno é um resultado proveniente da formação microestrutural metaestável, dos
aços inoxidáveis da família duplex, constituídos por um sistema bifásico, de
aproximadamente 50% ferrita/austenita.
A formação de fase diferente das já existentes (austenita e ferrita) em aços da
família duplex - fase sigma, por exemplo, – pode estar associada à redução
localizada de cromo e molibdênio nos contornos de grãos. Conforme já mencionado,
a temperaturas próximas a 850ºC, a ferrita começa a se decompor e o crescimento
da fase sigma ocorre como uma transformação eutetóide da fase ferrita em fases
sigma e austenita secundária [Weisbrodt-Reisch, et. al., 2006].
A taxa de formação da fase sigma nos aços inoxidáveis duplex está
relacionada primeiramente com a difusão dos elementos de liga na ferrita e na
austenita, ou seja, ela sofre influência direta da temperatura e de características
microestruturais, tais como: tamanhos de grãos e diferenças de densidade
Os aços inoxidáveis duplex quando aquecidos entram em um processo de
fragilização, que é favorecida com o aumento do conteúdo de cromo e molibdênio.
Estes elementos contribuem na formação de fases como a sigma e entre as
temperaturas de 650ºC a 1000ºC, causando uma considerável variação nas
propriedades mecânicas dos inoxidáveis do tipo duplex, normalmente indesejáveis
Os resultados obtidos por Elmer et. al., (2007), apesar de terem usado o KOH
ao invés do NaOH, podem ser comparados aos obtidos no presente trabalho para as
zonas de fusão soldadas, que não revelou a presença de fases com tonalidades
diferenciadas precipitadas nos contornos de grãos.
147
3.4
Análise química semi-quantitativa
A análise da composição química realizada na zona de transição do metal de
base para zona de fusão pela técnica de EDS (Energy Dispersive Spectroscopy),
incluindo análise por line scan (EDS ou análise química realizada ao longo de uma
linha ou direção específica), teve como objetivo avaliar os elementos constituintes
dessas regiões, assim como uma possível variação desses elementos.
As Figuras 86 e 89 apresentam as regiões de transição do metal de base
(parte inferior esquerda) para a zona de fusão (parte superior direita) das amostras
soldadas por arco não pulsado e pulsado, respectivamente, nas quais foram
realizadas análise química. As linhas presentes nas imagens são referentes às
regiões que o software fornece os resultados obtidos para cada ponto dessas linhas,
e que são apresentados nas Figuras 88 e 91, respectivamente, para as análises das
regiões das Figuras 86 e 89. Para melhor visualização da zona de fusão e do metal
de base, a imagem das Figuras 86 e 89 são apresentadas nas Figuras 87 e 90 com
realce de contraste entre as fases, permitindo assim melhor distinção entre as
regiões.
148
Figura 86 - Zona de transição do Metal de Base para a Zona de Fusão. Arco não pulsado. A linha amarela indica
a região cujo resultado de análise química de elementos presentes é apresentada na Figura 88.
Figura 87 - Imagem da Figura 86 após realce de contraste, tornando clara a distinção entre a Zona de Fusão do
Metal de Base.
149
Figura 88: Resultado do EDS realizado pela técnica de line scan da região indicada na Figura 86.
Figura 89: Zona de transição do Metal de Base para a Zona de Fusão. Arco pulsado. A linha amarela indica a
região cujo resultado de análise química de elementos presentes é apresentada na Figura 91.
150
Figura 90: Imagem da Figura 89 após realce de contraste, tornando clara a distinção entre a Zona de Fusão do
Metal de Base.
Figura 91: Resultado do EDS realizado pela técnica de line scan da região indicada na Figura 89
151
Como pode ser observado nas Figuras 88 e 91, os elementos identificados,
níquel, molibdênio, cromo e nitrogênio, não parecem apresentar variação
significativa ao longo da zona de transição metal de base – zona de fusão. Não foi
verificado nenhum aumento da quantidade de nitrogênio na zona de fusão, fato que
poderia ter ocorrido devido a presença
de 2,5% de N2 no gás de proteção.
Entretanto, a técnica de análise por EDS pode não ter tido sensibilidade suficiente
para detecção de uma possível variação na composição química devido a esta
adição do elemento estabilizador da austenita.
Pode-se observar que a Figura 91 possui as linhas de contagem dos
elementos mais bem definida que a Figura 88. Assim como o eixo das ordenadas
possui a escala de Counts maior para a Figura 91. Estes fatos podem ser atribuidos
ao fato da amostra pulsada, Figura 91, ter permanecido mais tempo coletando
resultados de EDS que a amostra de arco não pulsado.
3.5
Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV)
As Figuras 92, 93 e 94 apresentam imagens obtidas por MEV, sendo a Figura
92 no modo elétrons secundários (SE – Secondary Electrons), Figura 93 no modo
elétrons retroespalhados (BSE - BackScattering Electrons) e a Figura 94 é uma
comparação dos dois modos de operação do MEV. Esses resultados foram obtidos
na região da zona de fusão da amostra submetida ao processo de soldagem por
arco não pulsado.
As Figuras 96 e 97 são imagens também obtidas por MEV, no modo SE, com
aumentos de 500X e 1000X, respectivamente. Esses resultados foram obtidos na
região da zona de fusão da amostra submetida ao processo de soldagem por arco
pulsado.
Esses ensaios foram realizados sobre a superfície previamente atacada por
metalografia colorida (color etching), conforme procedimento descrito no capítulo de
Materiais e Métodos e com a finalidade de comparação com os resultados obtidos
pela microscopia óptica (MO).
152
Figura 92 – Aspecto micrográfico da zona de fusão da amostra por arco não pulsado. MEV (modo SE) da
superfície previamente atacada quimicamente para análise por técnica de metalografia colorida (“color etching”),
aumento 1000X.
Figura 93 - Aspecto micrográfico da zona de fusão da amostra por arco não pulsado. MEV (modo BSE) de
superfície previamente atacada quimicamente para análise por técnica de metalografia colorida (“color etching”),
aumento 1000X.
153
Figura 94 - Aspecto micrográfico da zona de fusão da amostra por arco não pulsado. MEV (modo SE - direita) x
MEV (modo BSE - esquerda) da superfície previamente atacada quimicamente por metalografia colorida (“color
etching”), ambas aumento 1000X.
A Figura 94 permite uma comparação dos aspectos observados por MEV, a
esquerda a microestrutura da zona de fusão obtida no modo BSE, e a direita no
modo SE. As regiões em alto relevo (regiões não atacadas) são correspondentes à
fase austenítica e a em baixo a fase ferrítica (regiões atacadas); não foram
observados elementos diferenciáveis das fases microconstituintes dos aços
inoxidáveis da família duplex. Esse resultado corrobora com os gerados pelo ataque
através das técnicas de color etching (reagente Behara) e pelo ataque eletrolítico
(reagente NaOH), que não revelou possíveis fases deletérias no material. Não foram
obtidas informações de variação da composição química entre as fases ferrita e
austenita presentes através de variação no contraste das fases presentes (variação
no peso atômico). A Figura 95 apresenta somente o resultado obtido para o aspecto
da superfície da amostra atacada (arco não pulsado) no modo SE.
154
Figura 95 – Aspecto micrográfico da zona de fusão da amostra por arco não pulsado. MEV (modo SE) da
superfície previamente atacada (“color etching”), 1000X.
Os aspectos micrográficos apresentados nas Figuras 96 e 97, mostram uma
região
da zona de fusão gerada por arco pulsado. Esses resultados não se
distiguem significativamente dos apresentados para a amostra soldada por arco não
pulsado e estão de acordo com os resultados obtidos para as técnicas color etching
e ataque eletrolítico.
155
Figura 96 - Aspecto micrográfico da zona de fusão da amostra por arco pulsado. MEV (modo SE) da superfície
previamente atacada (“color etching”), aumento 500X.
Figura 97 - Aspecto micrográfico da zona de fusão da amostra por arco pulsado. MEV (modo SE) da superfície
previamente atacada (“color etching”), aumento 1000X.
156
3.6
Processamento Digital de Imagem (PDI)
As variações na tonalidade das cores nas microestruturas presentes (de cada
amostra) foram causadas pelo conjunto de operações de preparação metalográfica
mais ataque químico Behara. Em virtude dessas variações, cada imagem necessitou
de uma sequência de “passos” ou etapas de processamento com algumas
diferenças. Na sequência, serão exemplificados todas as etapas e seus “comandos”
que foram utilizados dentro do software.
A primeria etapa do PDI foi remover as barras de aumento presentes nas
imagens originalmente obtidas (micrografias). Esta etapa foi necessária a todas as
imagens, pois o computador apenas distingue tons, e entenderia a barra de aumento
como uma região da microestrutura. Para isto, foi utilizado o comando do ImLab
chamado crop. Este comando permite retirar ou cortar certa região da imagem. A
Figura 98 exemplifica uma imagem originalmente obtida para a ZF de uma junta
soldada antes do corte da barra de aumento e a Figura 99 depois do corte.
Figura 98 – Imagem da ZF com aumento 500x antes do comando crop. Amostra TIG manual arco não pulsado,
ataque BEHARA.
157
Figura 99 – Imagem da microestrutura, Figura 98, com aumento 500x depois do comando crop. Amostra TIG
manual arco não pulsado, ataque BEHARA.
Em seguida, as imagens foram convertidas para tons de cinza, pois o programa
utilizado para o processamento das imagens, ImLab, não é capaz de processar imagens
coloridas. A Figura 100 apresenta a situação da Figura 99 após a conversão. Nota-se que a
distinção entre as regiões claras, austenita, e as regiões escuras, ferrita, não foi prejudicada
após a conversão, permitindo posteriormente a separação (segmentação) entre essas
regiões.
158
Figura 100 – Imagem da microestrutura com aumento 500x após a conversão para tons de cinza da imagem da
Figura 99.
Algumas imagens possuiam quantidade significativa de “ruídos”, ou seja,
arterfatos gerados pelo ataque químico dentro da fase austenita (regiões claras),
conforme ilustrado na Figura 101. Estes ruídos (por possuirem tonalidades escuras),
durante a etapa de segmentação confundiam-se com a fase ferrita (regiões
escuras). Para aperfeiçoar os resultados, o filtro “passa baixa” circular mean foi
aplicado à imagem exemplificada pela Figura 101, na qual utilizou-se kernel 7 e o
filtro foi aplicado 4 vezes. A Figura 102 apresenta a imagem da Figura 101 após a
aplicação do filtro, como se pode notar, os pontos de ruído adquiriram uma
tonalidade de cinza mais claro, devido à influência da coloração clara da austenita
das circunvizinhanças, facilitando assim a etapa de segmentação posterior. As
Figuras 103 e 104 apresentam respectivamente as imagems das Figuras 101 e 102
após a segmentação, nota-se claramente que a aplicação do filtro passa baixa
melhorou a etapa de segmentação. As Figuras 105 e 106 apresentam os
histogramas das imagens das Figuras 101 e 102, respectivamente, indicando o tom
utilizado para a segmentação que resultou nas imagens das Figuras 103 e 104.
159
Figura 101 – Imagem com aumento 1000x obtida na ZF para amostra solda TIG solda manual arco pulsado
exemplificando a presença de “ruídos” na fase objeto de interesse para a segmentação (austenita).
Figura 102 – Imagem obtida após aplicação do filtro “passa baixa” circular mean sobre a imagem da Figura 101.
160
Figura 103 – Imagem que mostra o resultado da segmentação realizada sobre a imagem da Figura 101 sem a
eliminação dos ruídos na fase austenita.
Figura 104 – Imagem obtida após a segmentação da fase mais clara (austenita) na imagem da Figura 102, onde
a eliminação dos ruídos na fase austenita foi alcançada com aplicação do Kernel com operações matemáticas
específicas “passa-baixa”.
161
Figura 105 – Histograma da imagem da Figura 101. A seta indica o tom utilizado para a segmentação.
Figura 106 – Histograma da imagem da Figura 102. A seta indica o tom utilizado para a segmentação.
Após as etapas de pré-processamento (retirada de barra de aumento,
passagem para tons de cinza, suavização ou eliminação de “ruídos”), foi realizada a
segmentação da imagem. Devido a grande variedade de imagens desta pesquisa,
optou-se pela segmentação manual, e a escolha do tom de separação utilizado foi
realizada individualmente, observando-se o histograma de cada uma destas
imagens pré-processadas. As Figuras 102 e 104 apresentam exemplos de uma
imagem antes e após a segmentação, respectivamente. A partir desta etapa o
computador passa a entender as regiões claras como objetos de interesse, ou seja,
a fase austenita, e as regiões escuras como fundo (background), ou seja, a fase
austenita.
Para melhorar os resultados obtidos pela etapa de segmentação foram
utilizados duas etapas de pós-processamento e através da aplicação de dois
comandos do ImLab, a eliminação de “objetos pequenos” e “preenchimento de
furos”. O primeiro com o objetivo de eliminar ruídos ainda presentes na imagem
162
após a segmentação (a Figura 107 ilustra a imagem da Figura 104 após este
comando) e o segundo para eliminar as vacâncias no interior dos grãos da austenita
(a Figura 108 ilustra a imagem da Figura 107 após este comando).
Figura 107 - Imagem da microestrutura obtida após o comando de eliminação de objetos pequenos aplicado
sobre a imagem da Figura 104. Pequenos objetos claros foram eliminados do background (fase ferrita).
Figura 108 - Imagem da microestrutura após aplicação do comando de preenchimento de furos sobre a imagem
da Figura 107.
163
A última etapa do processamento foi a medição das áreas ocupadas pelos
grãos de austenita. Esta etapa foi realizada utilizando conectividade 4 e
considerando os objetos que tocassem a borda da imagem. A Tabela 20 apresenta a
fração volumétrica de austenita (V ) obtida para cada imagem analizada.
Tabela 20 – Fração volumétrica obtida para cada imagem analizada.
Grupos
Etapas de lixamento
Fração Volumétrica
(V de austenita (%)
1° lixamento
28,9
Imagens obtidas para
2° lixamento
40,4
amostra arco não
3° lixamento
21,6
pulsado
4° lixamento
25,6
(Amostra 01)
5° lixamento
29,3
Média
29,2
1° lixamento
33,0
Grupo de imagens
2° lixamento
37,5
obtidas para amostra
3° lixamento
34,2
arco não pulsado
4° lixamento
41,2
(Amostra 02)
5° lixamento
------
Média
36,5
1° lixamento
22,6
2° lixamento
44,8
3° lixamento
32,3
4° lixamento
34,4
5° lixamento
38,5
Média
34,5
1° lixamento
37,2
Grupo de imagens
2° lixamento
38,5
3° lixamento
42,4
arco pulsado
4° lixamento
-----
(Amostra 02)
5° lixamento
36,7
Média
38,70
Grupo de imagens
arco pulsado
(Amostra 01)
164
Os valores médios apresentados neste estudo parecem não apresentar uma
diferença significativa na fração volumétrica de austenita precipitada entre os dois
métodos, pulsado e não pulsado. Wang et. al. (2006) identificaram a diferença de
11% de fração volumétrica da fase austenita da amostra soldada no modo não
pulsado para 19% da amostra no modo pulsado, entretanto, o trabalho não fornece
uma
análise
estatística
que
permita
uma
adequada
comparação.
Esse
comportamento aparentemente divergente, entre os resultados aqui apresentados e
os obtidos por Wang et. al. (2006), pode ser atribuído a alguns fatores, tais como
procedimento de soldagem (manual versus automatizada) e metal de base diferente
(SAF 2707 HD versus SAF 2205), que apresentam entre si variação da composição
química dos elementos constituintes. Contudo, mais estudos fazem-se necessários
para afirmar com precisão essa constatação.
3.6.1 Análise Estatística
A análise estatística foi realizada com o objetivo de verificar se houve uma
variação significativa entre os valores da fração volumétrica da fase austenita nas
condições não pulsado x pulsado.
Para as amostras pertencentes ao grupo não pulsado, o valor médio de
austenita foi de 32,41% e variância de 44,47%. Para as amostras do grupo pulsado,
o valor médio de austenita foi de 36,38% e variância de 40,92%. O teste com
distribuição F de Snedecor foi aplicado para determinar se as variâncias dos dois
grupos podiam ser consideradas “iguais”, o que determinaria a metodologia de
cálculo para o teste t de Student. Com os valores referentes às variâncias dos dois
grupos, obteve-se o valor de f0 calculado de 1,09 e que foi comparado com 1,64 do fc
(“f” crítico, valor tabelado para a distribuição F de Snedecor em função dos números
de imagens processadas). Como fc foi maior que f0 (fc > f0), as variâncias das
populações podem ser consideradas iguais.
O t calculado pela distribuição de Student foi de 1,29. Como o tc =1,746 (valor
tabelado) foi maior que t calculado, a hipótese nula H0 foi aceita e os resultados
entre os grupos considerados como pertencentes a uma mesma família de medidas.
165
Com base nesses dados, considera-se que não houve variação do percentual
da fração volumétrica da fase austenita no cordão de solda das amostras
submetidas aos processos de soldagem pelos dois modos, pulsado e não pulsado.
3.7
Microdureza Vickers (HV – Hardness Vickers)
As Figuras 109 e 110 apresentam os gráficos com os valores obtidos de
microdureza ao longo da seção transversal da junta soldada das amostras pelo
modo pulsado e não pulsado, respectivamente.
O perfil de microdureza obtido na junta soldada pelo modo pulsado, apresentado
na Figura 109, aparentemente resultou em valores de dureza relativamente
uniformes, quando comparados com os resultados obtidos pelo modo não pulsado,
como apresentado na Figura 110. Em contraste, o processo de soldagem por
corrente direta modo não pulsado parece ter gerado uma distribuição não uniforme
de dureza na zona de fusão (ZF) com valores, em alguns pontos, mais elevados que
os obtidos no metal de base (MB).
Figura 109 – Perfil de microdureza HV na superfície de soldagem pelo modo pulsado.
166
Figura 110 – Perfil de microdureza HV na superfície de soldagem pelo modo não pulsado.
Como não foram identificadas fases deletérias nas amostras testadas,
provavelmente a diferença de valores de dureza mais acentuados na ZF, pelo modo
não pulsado, pode estar associada a alguma variação do tamanho dos grãos e/ ou
variação local na quantidade de fase austenita presente, quando comparado-se os
resultados obtidos pelos modos de soldagem aplicados nessas amostras.
Como a junta soldada modo pulsado parece ter resultado valores de dureza
com uma menor dispersão que no modo não pulsado, este resultado pode estar
associado à uma melhor distribuição e maior refinamento da fase austenita na fase
ferrítica (ver Figura 78 com aspecto micrográfico da ZF de amostra arco pulsado
versus Figura 75 com aspecto micrográfico de amostra arco não pulsado) para a
condição soldagem arco pulsado, tal como foi observado (e anteriormente discutido)
pelos aspectos micrográficos obtidos ao microscópio óptico (MO) para estas duas
condições.
Para o caso dos aços inoxidáveis duplex e superduplex, o valor da
propriedade de dureza (escala macro) é geralmente da ordem de 240 Brinell a 260
Brinell (aproximadamente de 22 HRC a 24 HRC) para microestruturas compostas de
aproximadamente iguais concentrações volumétricas de ferrita e austenita [Martins,
2006]. Valores de dureza acima dessa faixa indicam a presença de um micro
constituinte mais duro, além das duas fases que a compõem. Normalmente, esse
agente endurecedor é a fase sigma, que chega a apresentar durezas da ordem de
63 HRC (789 HV), promovendo uma elevação na dureza total do material [Martins,
167
2006] ou pontual, de acordo com a quantidade e a distribuição dessa fase na
microestrutura.
3.7.1 Análise Estatística
Os testes de hipóteses (conforme apresentado em Materiais e Métodos)
aplicados sobre a distribuição t de Student foram realizados com o objetivo de
verificar se houve uma variação significativa entre os valores da microdureza do
metal de base em relação à zona de fusão das amostras nas condições não pulsado
e pulsado.
Para as amostras pertencentes ao grupo não pulsado, o valor médio da
microdureza do metal de base foi de 370,30HV e a variância de 1191,20. Para a
zona de fusão o valor médio foi de 345,20HV e a variância de 1708,90. O teste com
distribuição F de Snedecor foi aplicado para determinar se as variâncias dos dois
grupos podiam ser consideradas “iguais”. Obteve-se o valor de f0 calculado de 1,43 e
que foi comparado com 1,62 do fc (“f” crítico, valor tabelado para a distribuição F de
Snedecor). Como fc foi maior que f0 (fc > f0), o teste de hipótese nula H0 foi aceito e
as variâncias podem ser consideradas iguais. O t calculado pela distribuição de
Student foi de 1,42. Como o tc =1,734 (valor tabelado) foi maior que t calculado, a
hipótese nula H0 foi aceita e os resultados entre os grupos considerados como
pertencentes a uma “mesma família” de medidas.
Para a amostra pertencente ao grupo pulsado, o valor médio da microdureza
do metal de base foi de 355,10HV e a variância de 817,40. Para a zona de fusão o
valor médio foi de 343,60HV e a variância de 420,70. O teste com distribuição F de
Snedecor foi aplicado para determinar se as variâncias dos dois grupos podiam ser
consideradas “iguais”. Obteve-se o valor de f0 calculado de 1,94 e que foi comparado
com 1,52 do fc (“f” crítico, valor tabelado para a distribuição F de Snedecor). Como f c
foi menor que f0 (fc < f0), o teste de hipótese nula H0 não foi aceito e as variâncias
devem ser consideradas diferentes. Portanto, a rotina de cálculo da variável t seguiu
a metodologia prevista para este caso. Obtendo-se t calculado igual a 0,040, e os
graus de liberdade igual a 233203,75. Como o tc =1,645 foi maior que t calculado, a
hipótese nula H0 foi aceita e os resultados entre os grupos considerados como
pertencentes a uma “mesma família” de medidas.
168
Com base nesses resultados, considera-se que não houve variação
significativa na microdureza entre a zona de fusão e o metal de base das amostras
submetidas aos processos de soldagem pelos dois modos, pulsado e não pulsado.
169
CONCLUSÃO
As conclusões aqui apresentadas estão restritas ao grupo de amostras
analisadas e às técnicas utilizadas.
Os aspectos microestruturais observados e que foram revelados pela técnica do
color etching (reagente Behara) mostraram que a fase austenita gerada por arco
pulsado encontrava-se melhor distribuída e com maior ramificação de frentes
secundárias / terciárias de crescimento, gerando uma maior homogeneidade da
distribuição desta fase na zona de fusão do que quando gerada por arco não pulsado.
Os aspectos micrográficos observados pela técnica de ataque eletrolítico
(solução NaOH) não revelaram uma terceira fase (fase
na junta soldada, sendo
indício da ausência de intermetálicos ou fases consideradas prejudiciais ao
comportamento do material que se espera ser essencialmente bifásico.
A análise química semi-quantitativa por EDS não identificou variação significativa
nos elementos presentes ao longo da zona de transição do metal de base para a zona
de fusão, tanto para a situação arco pulsado, quanto para o não pulsado. Os aspectos
microestruturais observados por MEV indicaram a existência de apenas duas regiões
distintas, ferrita e austenita, o que corrobora com a não existência de fases deletérias
mais ricas em cromo / molibdênio dentro da junta soldada.
Através do PDI, obtiveram-se os valores médios da fração volumétrica de
austenita de 36,38% (desvio padrão 6,40%) e 32,41% (desvio padrão 6,67%) para os
dois métodos, pulsado e não pulsado, respectivamente. A análise estatística indicou
que não houve variação significativa da fração volumétrica da fase austenita no cordão
de solda entre os dois métodos analisados.
Os valores de microdureza, do metal de base 355,10 HV (desvio padrão 28,60) e
da zona de fusão 343,60 HV (desvio padrão 20,51) da amostra soldada pelo modo
pulsado, não apresentaram aparentemente uma variação que indicasse a possível
presença de fases deletérias e não houve uma distinção significativa desses valores
quando comparados com os obtidos pelo não pulsado, que apresentaram os valores
médios de 370,30 HV (desvio padrão 34,51) para o metal de base e de 345,20 HV
(desvio padrão 41,33) para a zona de fusão. Através da análise estatística, considerouse que não houve variação significativa da microdureza entre a zona de fusão e o metal
de base das amostras submetidas aos dois processos.
Para os parâmetros analisados, microdureza, fração volumétrica de austenita e
presença de fase sigma, pode-se afirmar que para as amostras testadas não houve
variação entre os métodos de soldagem por arco pulsado e não pulsado.
170
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