INTRODUÇÃO MATERIAIS E MÉTODOS

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1 INFLUÊNCIA DOS MÚLTIPLOS REAQUECIMENTOS NA MICROESTRUTURA DE UM AÇO INOXIDÁVEL UNS S32750 SOLDADO PELO PROCESSO MIG/MAG SEMIAUTOMÁTICO COM DIFERENTES APORTES TÉRMICOS E SUA INFLUÊNCIA NA RESISTÊNCIA À CORROSÃO Alana M. de Farias 1, Kioshy S. de Assis 1, Oscar R. Mattos 1 LNDC/COPPE/EP/UFRJ (Laboratório de Ensaios Não Destrutivos, Corrosão e Soldagem), UFRJ, Av. Pedro Calmon, s/n, Ilha do Fundão, INTRODUÇÃO Os aços inoxidáveis superduplex (AISD) são ligas com microestrutura bifásica composta por ferrita (δ) e austenita (γ) que apresentam fração volumétrica entre as fases aproximadamente 1:1. A presença, composição química e morfologia destas duas fases são de extrema importância para garantir excelentes propriedades mecânicas e de resistência à corrosão. Os elementos de liga como o cromo (Cr), molibdênio (Mo), níquel (Ni) e nitrogênio (N) conferem ao material um número de resistência equivalente ao pite (PRE N = %Cr + 3,3x %Mo + 16x %N) maior do que 40 e ainda, levando em consideração os três primeiros, contribuem para o endurecimento por solução sólida substitucional. Todavia, suas propriedades podem ser severamente modificadas quando submetidos a processos de soldagem devido à alteração da composição química das fases, da morfologia, do balanço entre elas ou pela precipitação de fases deletérias [1]. As principais fases indesejadas que podem ocorrer durante uma operação de soldagem são, basicamente, provenientes do processo de decomposição eutetóide da ferrita δ, dentre elas temos: a fase sigma (σ), a austenita secundária (γ 2 ) e nitretos, que surgem através das reações δ σ + γ 2 e δ Cr 2 N + γ 2, onde γ 2 é uma austenita empobrecida de cromo e molibdênio se comparada com a austenita original, podendo levar a uma diminuição na resistência à corrosão localizada [2-5]. Portanto, o objetivo deste trabalho é analisar a microestrutura do aço inoxidável superduplex UNS S32750, após soldagem semiautomática MIG/MAG com diferentes aportes térmicos, focando na influência da precipitação de fases que resultem em perda de propriedades mecânicas e de resistência à corrosão. MATERIAIS E MÉTODOS O material de base utilizado foi o aço superduplex, especificação UNS S32750, de geometria tubular com diâmetro externo de 152,4mm e espessura 19,05mm. A sua composição química e o PRE N estão apresentados na tabela 1.

2 Material UNS Tabela 1: Composição química e PRE N do aço superduplex. % em peso C Cr Ni Mo N Cu Mn S W Fe PRE N S Bal 41.4 O metal de adição utilizado foi o SFA NL com 1.2 mm de diâmetro. O percentual em peso dos principais elementos de liga presentes no consumível está apresentado na tabela 2. Tabela 2: Composição Química do Metal de Adição. Material %Cr %Ni %Mo %N SFA NL O chanfro do tubo é do tipo J com ângulo de 45 e sem abertura de raiz. O dimensional do chanfro está apresentado na Figura 1. Figura 1: Dimensões do chanfro utilizado. O processo de soldagem foi o MIG/MAG semiautomático com três diferentes aportes térmicos e gás de proteção contendo 70% Ar + 30% He. Os principais parâmetros de soldagem estão listados na tabela 3. Aporte Térmico (kj/mm) Iméd (A) Tabela 3: Principais parâmetros de soldagem utilizados. Vméd (V) V sold (mm/s) Posição Vazão de Gás (l/min) Eficiência Térmica (η) [6] [7] Número de Passes 0.8 kj/mm G kj/mm G kj/mm G Caracterização Microestrutural Na identificação e quantificação das fases foi utilizado o microscópio ótico ZEISS e o procedimento da norma ASTM E As amostras foram submetidas à preparação metalográfica com lixamento desde granulometria #100 até #600 seguido por polimento eletrolítico utilizando solução 940 ml de álcool + 60 ml de HClO 4, sobretensão de 3V por 2 minutos. Em seguida, foi feito o ataque eletrolítico em duas etapas utilizando HNO 3 40%: 1ª

3 etapa com sobretensão de 1.2V por 2 minutos e 2ª etapa com sobretensão de 0.7V por 7 minutos. Para a quantificação de fases foram utilizados 20 campos de cada região do metal de solda (raiz, enchimento e acabamento) para cada aporte térmico. Por fim, foi feito o tratamento das imagens utilizando procedimento automatizado descrito na norma ASTM E , obtendo, desta forma, os valores percentuais das fases δ e γ. Também foram realizadas análises após os ensaios de Reativação Eletroquímica Potenciocinética em Dupla Varredura (DL-EPR). Ensaio DL-EPR (Reativação Eletroquímica Potenciocinética em Dupla Varredura) O teste foi conduzido em um potenciostato/galvanostato PGSTAT 100 Autolab, utilizando o eletrodo de calomelano saturado (ECS) como referência e o eletrodo de platina como contraeletrodo. Os corpos-de-prova foram embutidos em resina epóxi e lixados com lixas de granulometria #320 a #600. O eletrólito consistiu em uma solução 3M HCl à 25ºC com velocidade de varredura de 0,56 mv/s, conforme descrito na norma ISO O material foi então polarizado anodicamente a partir do potencial de circuito aberto (E OCP ), 500 mv, até mv ECS. Em seguida o sentido de polarização foi invertido até o E OCP. A região submetida ao ensaio de DL-EPR compreendeu uma faixa ao longo de toda a extensão do cordão de solda, sendo que a escolha desta região se deve aos múltiplos reaquecimentos pelos quais a mesma é submetida durante a soldagem multipasses. O resultado deste ensaio é apresentado graficamente na forma de duas curvas (anódica e catódica). Os picos de corrente de cada curva correspondem aos valores críticos alcançados e são denominados I a, corrente de ativação, que é obtida durante a varredura anódica, e I r, corrente de reativação, que é obtida durante a varredura catódica. As razões entre os valores de corrente (I r /I a ) ou entre as áreas sob as curvas (Q r /Q a ) são utilizadas para determinar de forma quantitativa a susceptibilidade à corrosão localizada da região analisada. Corrosão Sob Tensão por Sulfetos - Flexão em Quatro Pontos Este ensaio foi realizado para avaliar a susceptibilidade à corrosão sob tensão por sulfetos de toda a seção transversal das juntas soldadas. Este teste foi realizado seguindo procedimento descrito na norma ISO e a metodologia de aplicação do carregamento foi feita por flexão em quatro pontos, conforme descrito na figura 2. Figura 2: Metodologia de aplicação do carregamento.

4 Inicialmente, os corpos de prova foram fresados com as dimensões normalizadas (Figura 2). Após devidamente limpos, foram colocados os sensores de deformação ( strain gauges ) de forma que o seu centro estivesse posicionado no centro da solda. A tensão aplicada no corpo de prova é referente a 80% do limite de escoamento real e a instrumentação e controle são feitas por sistema de monitoramento de microdeformação da região de interesse. As Figuras 3(a) e 3(b) mostram a preparação dos corpos-de-prova e as Figura 4(a) e 4(b) mostram o sistema de monitoramento da microdeformação do material e a carga sendo aplicada a Sensores b Figura 3: (a) Corpos de prova com os strain gauges colados. (b) Dispositivo que envia os dados. a b Sistema de monitoramento Carregamento Figura 4: (a) Sistema de monitoramento da microdeformação do material. (b) Carga sendo aplicada. Logo após, a célula contendo a solução (norma TM método B) utilizada no teste foi desaerada com N 2 por um período que manteve a relação de 1h/L de solução, em seguida, esta solução foi transferida para a célula de teste também previamente desaerada. Então, iniciou-se a passagem de H 2 S com uma vazão de 200 ml/min. A Figura 5 mostra as células utilizadas neste teste. Figura 5: Células utilizadas no ensaio de corrosão sob tensão de flexão em quatro pontos. Finalizado o período de 720h, impediu-se a passagem do H 2 S e iniciou-se a passagem de N 2 pela célula para remoção do H 2 S para que a mesma pudesse ser aberta. Os corpos-de-prova foram retirados da célula, lavados e analisados em estereoscópio com aumento de 10x. A Figura 6(a) mostra a célula no momento em que foi aberta e a Figura 6(b) mostra um corpo de prova sendo retirado da célula.

5 a b Figura 6: (a) Célula de teste no momento em que foi aberta e (b) Corpo de prova sendo retirado. RESULTADOS E DISCUSSÕES Identificação e Quantificação das fases Primeiramente foram analisadas as seções transversais dos cordões das juntas soldadas com diferentes aportes térmicos (Figuras 7a, 7b e 7c). a b c Figura 7: Macrografias dos cordões soldados com os aportes: a) 0.8 kj/mm; b) 1.2 kj/mm e c) 2.0 kj/mm. É possível observar que a junta soldada com o aporte térmico 0.8 kj/mm apresentou um maior número de reaquecimentos comparado às juntas soldadas com os aportes 1.2 kj/mm e 2.0 kj/mm, respectivamente. Isto é devido a maior velocidade de soldagem que contribuiu para uma menor quantidade de metal depositado em cada passe, deste modo, um maior número de passes foi necessário para o preenchimento da junta. A quantificação de fases foi feita a partir de imagens obtidas do microscópio ótico seguindo procedimento da norma ASTM E As Figuras 8, 9 e 10 são, respectivamente, os eixos da raiz, enchimento e acabamento de cada aporte analisado neste trabalho. a b c CrN e/ou Cr 2N + γ 2 CrN e/ou Cr 2N CrN e/ou Cr 2N + γ 2 Figura 8: Eixo da Raiz: a) 0.8 kj/mm; b) 1.2 kj/mm c) 2.0 kj/mm, respectivamente

6 a CrN e/ou Cr 2N + γ 2 b CrN e/ou Cr 2N + γ 2 c γ widmänttaten Figura 9: Eixo do Enchimento: a) 0.8 kj/mm; b) 1.2 kj/mm c) 2.0 kj/mm, respectivamente γ widmänttaten a b c γ widmänttaten Figura 10: Eixo do Acabamento: a) 0.8 kj/mm; b) 1.2 kj/mm c) 2.0 kj/mm, respectivamente. Analisando a Figura 8 é possível observar a presença de austenita secundária (γ 2 ) e alotriomórfica ( ) em maior quantidade nas amostras soldadas com os aportes 1.2 e 2.0 kj/mm do que no passe de raiz soldado com o aporte 0.8 kj/mm, austenita de Widmänsttaten(γ widmänsttaten ) também podem ser notadas. Na Figura 9, a microestrutura é semelhante ao passe de raiz, porém, parece conter maior quantidade de austenita (γ 2, γ Widmänsttaten, ). No eixo do acabamento (Figura 10) observa-se uma predominância γ Widmänsttaten e. A tabela 4 mostra a quantificação da austenita presente em cada eixo das juntas soldadas. Tabela 4: Quantificação de austenita nos eixos das juntas soldadas utilizando diferentes aportes térmicos. 0,8 kj/mm Austenita 95% Austenita 95% 1.2 kj/mm 2.0 kj/mm Austenita 95% γ (%) IC γ (%) IC γ (%) IC Raiz 34,38 0,67 Raiz 42,62 1,39 Raiz 46,31 1,56 Enchim. 40,26 2,09 Enchim. 41,63 1,76 Enchim. 48,64 1,10 Acab. 40,71 2,06 Acab. 43,45 2,49 Acab. 48,82 1,62 Podemos observar que a quantidade de austenita (γ 2, γ Widmänsttaten, ) cresce à medida que o aporte térmico aumenta. Isto ocorre possivelmente devido a velocidade de resfriamento ser mais baixa quando se tem um maior aporte térmico, dessa forma, maior será o tempo de permanência do metal de solda em temperaturas que favorecem a transformação da δ γ durante o resfriamento. Outro fator importante é que a fração de γ manteve-se praticamente constante nos eixos raiz, enchimento e acabamento de todos os aportes utilizados neste estudo, com uma diferença apenas no eixo da raiz da junta soldada com o aporte 0.8 kj/mm. Outro fato que é de extrema importância é que a cinética de precipitação de γ 2 parece ser controlado pela precipitação de nitretos de cromo (CrN e/ou Cr 2 N) e não pela precipitação da fase sigma, visto que durante todo o procedimento metalográfico, utilizando microscopias

7 I (A) I (A) I (A) óptica e eletrônica de varredura, não ter sido constatada a presença desta fase. Logo, existem fortes indícios de que a presença de maior fração volumétrica de γ na amostra 2.0 kj/mm ocorre devido a menor taxa de resfriamento e, consequentemente, maior tempo de permanência na faixa de temperaturas de precipitação de nitretos de cromo. DL-EPR Na Figura 11 apresentamos os aspectos gráficos obtidos para os testes de DL-EPR. a b c Valor Médio do DL-EPR CP1 (0.8kJ/mm) 2,69E-02 Ir/Ia = 0,027 ± 0,008 Valor Médio do DL-EPR CP2 (1.2 kj/mm) 2,14E-02 Ir/Ia = 0,053 ± 0,015 7,26E-04 1,13E-03 4,37 E-03 E (V) Valor Médio do DL-EPR CP3 (2.0 kj/mm) 3,65E-02 E (V) Ir/Ia = 0,119 ± 0,059 4,37E-03 E (V) Figura 11: Curvas do ensaio de DL EPR das juntas soldadas com os aportes: a) 0.8kJ/mm; b) 1.2kJ/mm e c) 2.0kJ/mm Conforme podemos observar nos gráficos, a relação Ir/Ia é menor para a amostra 0.8kJ/mm, seguido pela amostra soldada com os aportes 1.2 kj/mm e 2.0 kj/mm, respectivamente. Esta susceptibilidade à corrosão localizada é atribuída à presença de fases na matriz que resultem na criação de regiões empobrecidas nos principais elementos de liga (Cr, Mo e principalmente N), responsáveis pela formação do filme passivo, e que se tornam susceptíveis ao processo de dissolução, como por exemplo, nitretos de cromo e/ou fase sigma. Entretanto, ASSIS et. al. [9] concluíram que não é possível propor um limite geral de valores como referência para indicação da presença ou não de fases deletérias para todas as classes dos aços duplex utilizando a técnica DL-EPR. Neste caso, seria necessário estabelecer uma metodologia reprodutiva em laboratório utilizando o mesmo material em estado livre de fases deletérias para adquirir todos os parâmetros necessários e, então, comparar com o material em serviço. Neste trabalho foi utilizado como referência o valor da relação I r /I a = 0,0067 ± 0,0041, obtido a partir do ensaio no metal de base, pois, teoricamente, este deve estar livre de fases deletérias. Desta forma, os aportes de calor de 1.2 e 2.0 kj/mm apresentaram maior susceptibilidade à corrosão localizada, enquanto que a amostra soldada com 0.8 kj/mm apresentou resistência à corrosão localizada mais próxima à do metal de base (I r /I a = 0,0067 ± 0,0041 e I r /I a = 0,027 ± 0,008, para o metal de base e para a amostra soldada com aporte de 0.8 kj/mm, respectivamente).

8 Corrosão Sob Tensão por Sulfetos Flexão em Quatro Pontos O critério de avaliação é do tipo falha/não falha e, de acordo com os resultados obtidos, nenhum corpo de prova falhou. Entretanto, ao analisar detalhadamente os corpos de prova ensaiados observou-se que em todas as amostras foram constatadas trincas. Contudo, em alguns casos essas trincas surgiram nas regiões interpasse, na linha de fusão e em regiões que continham pequenos poros referentes ao processo de soldagem. Isto foi observado nas amostras soldadas com o aporte 0.8 kj/mm, conforme pode ser visto na Figura 12. Figura 12: Região da trinca (Junta 0.8 kj/mm). As amostras soldadas com o aporte 1.2 kj/mm apresentaram maior quantidade de trincas comparadas com as soldadas com o aporte 0.8 kj/mm. Em uma delas, trincas foram observadas em regiões interpasses sem conter poros e nos três eixos (raiz enchimento e acabamento), conforme podemos observar na Figura 13. Figura 13: Regiões com trincas (Junta 1.2 kj/mm). No entanto, as amostras que apresentaram pior resultado foram as soldadas com o aporte 2.0 kj/mm. As trincas ocorreram em tamanhos maiores em várias regiões interpasses. Em um dos corpos-de-prova foi observada uma trinca cruzando praticamente toda a seção da junta em sua região de enchimento, conforme pode ser visto na Figura 14. Figura 14: Regiões com trincas (Junta 2.0 kj/mm). De um modo geral, todas as juntas seriam classificadas como não susceptíveis à corrosão sob tensão por sulfetos de acordo com o critério de avaliação que é do tipo falha/não falha. No entanto, o fato de a amostra que teve o pior desempenho em termos de corrosão localizada e de corrosão sob tensão ter sido aquela que apresentou melhor relação γ / δ (amostra soldada com aporte de 2.0 kj/mm, tabela 4) é um forte indicativo de que a relação percentual entre as

9 fases e a ausência de fases intermetálicas não são os únicos aspectos microestruturais a serem garantidos durante a soldagem. A distribuição e morfologia de γ, bem como a presença de nitretos de cromo também são fundamentais para o bom desempenho de uma junta soldada de um aço inoxidável superduplex. CONCLUSÕES Foi possível observar que o teor de austenita cresce à medida que o aporte térmico aumenta em todos os eixos das juntas soldadas e que este teor manteve-se praticamente constante nos eixos raiz, enchimento e acabamento de todos os aportes utilizados neste estudo. A presença de γ 2 nos metais de solda é controlado pela reação δ γ 2 + CrN (e/ou Cr 2 N). Aspectos como a melhor relação entre a distribuição de γ 2, a influência de γ Widmänsttaten e a forma de precipitação de nitretos de cromo, tanto do ponto de vista de corrosão localizada quanto do ponto de vista de corrosão sob tensão, ainda devem ser melhor analisados. AGRADECIMENTOS Ao Laboratório de Ensaios Não-Destrutivos, Corrosão e Soldagem (LNDC) da Universidade Federal do Rio de Janeiro pelo apoio laboratorial e ao Conselho Nacional de Desenvolvimento Científico e Tecnológico (CNPq) pelo apoio financeiro. REFERÊNCIAS [1] SANTOS, C.R. et. al.; Caracterização Metalográfica de Junta Brasada de Aço Inoxidável Duplex Soldagem Insp. São Paulo, Vol.12, No. 2, p , Abr/Jun [2] MODENESI, P. J. Soldabilidade dos aços inoxidáveis. Osasco: SENAI, p. 100 [3] PADILHA, A. F.; PLAUT, R. L. Chapter 3: Phase transformation and microstructure. In: Iris Alvarez-Armas; Suzanne Degallaix-Moreuil. (Org.). Duplex Stainless Steels. London: ISTE Ltd and John Wiley & Sons, p , [4] NILSSON, J.O.; WILSON, A. Influence of isothermal phase transformations on toughness and pitting corrosion of super duplex stainless steel SAF Materials Science and Technology. V.9, n.7, p , [5] BETTINI, E.; KIVISÄKK, U.; LEYGRAF, C.; PAN, J.. Study of Corrosion Behaviour of a 22% Cr Duplex Stainless Steel: Influence of nano-sized Chromium Nitrides and Exposure Temperature. Elsevier. Electrochimica Acta 113 (2013) [6] ASM HANDBOOK, Welding, Brazing and Soldering. ASM Internacional, vol. 6, [7] BLONDEAU, R. Metallurgy and Mechanics of Welding: Processes and Industrial Applications, ISTE Lta, [8] CHEHUAN, T. S. C. F.; Influência do aporte térmico nas transformações de fases secundárias e sua influência na resistência à corrosão de juntas de aços inoxidáveis super duplex soldadas pelo processo GMAW-P [Dissertação de mestrado], Rio de Janeiro: Univesidade Federal do Rio de Janeiro. COPPE: [9] ASSIS, K.S.; ROCHA, A.C.; MARGARIT-MATTOS, I.C.P, Practical aspects on the use of on-site Double Loop Electrochemical Potentiodynamic Reactivation Technique (DL-EPR) for Duplex Stainless Steel. Elsevier Corrosion Science 74 (2013)