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1 5 Discussão O estudo da fragilização ao revenido com base nos fenômenos de segregação tem como ponto de partida os resultados obtidos de experiências com pares de elementos liga e/ou impurezas, correspondendo desta forma, a uma análise em um sistema binário. Neste caso, utilizam-se composições experimentais de aços, dopados com impurezas como o P por exemplo [33]. Contudo, a extensão dos resultados assim obtidos aos materiais comerciais é dificultada pelo fato dos aços serem um sistema multicomponente, onde o efeito de cada par de elementos isoladamente, não guarda na maior parte dos casos, uma correlação definida quando em presença de outros elementos. Desta forma, apesar de haver uma boa quantidade de informações na literatura, ainda não foi possível estabelecer um modelo definitivo para uma previsão do comportamento do material sendo cada sistema um caso particular, como os aços 2,25%Cr-1,0%Mo. A literatura mostra de um modo geral que o manganês é um elemento com elevado potencial de fragilização [15, 27, 35] uma vez que contribui para a redução da resistência à fratura intergranular, sendo também de consenso geral [13, 15, 19, 21, 23] que a presença de impurezas como P, Sb, As e Sn associadas a elementos como Mn e Si elevam a tendência para a fragilização ao revenido. Para metais de base é aceito que o Mn deva ser mantido em torno de 0,6% [15, 24] para bons resultados de tenacidade. Por outro lado, a experiência prática [21] mostra que a tenacidade do metal de solda pode ser melhorada com níveis mais altos de Mn, entre 0,7 e 1,0%, devido ao favorecimento à formação de uma maior fração volumétrica de ferrita acicular na microestrutura resultante. Além disso, o aumento no teor de Mn no metal de solda traria como benefícios o aumento do limite de resistência à quente, melhor comportamento de consumível durante a soldagem e menor tendência para a formação de descontinuidades e inclusões de escória. A diferença entre os níveis de Mn [15], estabelecidos para os metais de solda e de base se deve ao fato de que para o metal de base é esperado que ocorra

2 89 co-segregação do Mn com os elementos residuais. Já no caso de metais de solda, esta co-segregação não é esperada devido as rápida solidificação em conseqüência das elevadas taxas de resfriamento dos processos de soldagem, quando comparadas aos processos de fabricação dos metais de base. 5.1 Susceptibilidade à Fragilização Os fatores utilizados para verificar a susceptibilidade à fragilização ao revenido são embasados em fórmulas empíricas, sendo os mais usuais [19] os fatores J de WATANABE [54] e X de BRUSCATO [22]. Os valores dos índices X e J, obtidos para os metais de solda do presente trabalho, conforme a Tabela 12, foram calculados a partir das equações mostradas seguir, com base nas análises químicas apresentadas na Tabela 8. Tabela 12 - Avaliação dos índices de fragilização J e X. %Mn Fator J FatorX %(Mn+Si) 0,4 131,67 17,4 0,627 0,6 208,50 17,9 0,834 0,9 241,12 17,2 1,096 1,1 293,92 17,2 1,336 Fator X = (10 P + 5 Sb + 4 Sn + As)/ 100 (ppm). Fator de BRUSCATO. Quando o fator X for superior à 20 ppm, considera-se o material susceptível a fragilização ao revenido e no caso do fator J, considera-se susceptível a fragilização ao revenido quando este for superior a 150. Fator J = (Si + Mn) x (P + Sn) x 10 4 (% em peso). Fator de WATANABE. De acordo com a Tabela 12, o fator J obtido para o teor de 0,4%Mn, é inferior a 150, o que significa que não deve ocorrer fragilização, o que pode ser

3 90 constatado pela morfologia de fratura encontrada para os ensaios a 0 C (Figura 30 a Figura 33) no qual se observa fratura por quasi-clivagem. Havendo portanto ausência de tendência a fratura intergranular. Observa-se que a aplicação do TTAT e do TTSC forma níveis de energia de impacto idênticos. Resultado similar foi encontrado por SOUZA que sugere que nestas circunstâncias a fragilização não deve ocorrer. Considerando o fator J obtido na Tabela 12, para as amostras com teor de Mn superior a 0,4:%, estas deveriam apresentar fragilização acentuada quando este fator ultrapassa 150, no entanto não foi verificada fratura intergranular predominando o mecanismo de quasi-clivagem. Observa-se ainda que a tendência à fragilização de acordo com WATANABE [54] aumenta quando o teor de Mn é elevado, porém isto não implicou em fratura intergranular. A Figura 4 apresenta o gráfico proposto por BRUSCATO [22] para a avaliação do efeito da composição química na susceptibilidade à fragilização ao revenido considerando uma relação entre a soma dos teores de Mn e Si e o fator X. Nesta figura foram superpostos os valores de energia absorvida no ensaio de impacto Charpy V à 10 C obtidos para os metais de solda 0,4%, 0,6%, 0,9% e 1,1%Mn submetidos ao TTSC (Figura 46) a partir das Figura 18 a Figura 21. Verifica-se que não há uma relação efetiva destes resultados com a proposta de BRUSCATO [22] e LALAM [70]. Porque, de acordo com esta proposta, o metal de solda 0,4%Mn, por exemplo, deveria apresentar valores de energia de impacto Charpy V acima de 136 J, sendo que no presente trabalho este valor foi de 24 J. Isto também é observado para o metal de solda com 0,6, 0,9 e 1,1%Mn (Tabela 13) Estes resultados estão de acordo com os obtidos por SILVA FILHO et al [40] SOUZA [30], onde ficou demonstrado haver incoerência dos resultados experimentais com as propostas para avaliação da susceptibilidade à fragilização, indicando que há necessidade de se reformular as teorias envolvidas nas propostas em questão, para uma melhor adequação das técnicas de avaliação aos materiais atualmente utilizados.

4 91 Tabela 13 Correlação entre os valores obtidos em ensaios e os valores esperados na proposta de BRUSCATO [22]. Os valores de energia a 10 C na condição TTAT foram retirados das Figura 18 a Figura 21. %Mn Valor X esperado 0,4 > , , Energia obtida à 1,1 < C com TTSC Figura 46 - Efeito da composição química na energia de impacto Charpy V, à 10 C, de metal de solda de aços 2,25%Cr-1,0%Mo após TTSC, fragilizado ao revenido [22].

5 Influência do teor de Mn e Tratamentos Térmicos A microestrutura predominante para os diferentes teores de Mn estudado foi bainítica. A Figura 44, apresenta a evolução da microestrutura em função do teor de Mn observada por microscopia ótica e a Figura 45 por microscopia eletrônica de varredura, onde a microestrutura bainítica apresenta morfologia de ripas de ferrita com carbonetos no seu interior, sendo esta a morfologia clássica da bainita superior, também verificada no estudo de LUNDIN [11]. Observa-se que o aumento do teor de Mn favoreceu um refino da microestrutura. Observações semelhantes são apresentadas por LUNDIN [11], considerando que o refinamento nas ripas da ferrita bainítica está associado aos teores de C e Mn sendo observado que o refino ocorre para 0,59%Mn quando os teores de carbono situam-se entre 0,08%C a 0,09%C e para 0,52%Mn quando os teores de carbono situam-se entre 0,12%C a 0,13%C. Esse refinamento sofre influência do teor de C, já que a redução do teor de C na matriz diminui o seu gradiente de concentração na interface austenita/ferrita, durante nucleação da bainita. A redução do gradiente diminui a taxa de difusão do C e inibe o crescimento lateral da bainita, favorecendo o refinamento das ripas de ferrita. Estas faixas de teores de C e Mn são próximas das obtidas no metal de solda do trabalho de SILVA [2] do qual este deriva, tendo sido verificada uma melhora crescente na tenacidade. O TTAT permite a difusão do carbono, não ocorrendo a solubilização e sim a evolução de carbonetos, modificando assim as características do ataque conforme mostrado na Figura 37. A degradação promovida pelo TTSC equivale a um envelhecimento à 470 C por 250h, no entanto foi reportado que a fragilização ocorre porque a degradação é acelerada. A aplicação do TTAT seguida do TTSC, parece melhorar a tenacidade dos metais de solda estudados. No entanto esta melhora é mais evidente para a faixa de 0,6 a 0,9%Mn

6 Correlação entre Energia Charpy-V, Teores de Mn e Tratamentos Térmicos Para a condição de CS, a tenacidade mais alta foi obtida para teores na faixa de 0,9 a 1,1% o que, está de acordo com a literatura [21], que considera a faixa de 0,7 a 1,0% de Mn em metal de solda de aço 2,25%Cr-1,0%Mo como ótima para tal propriedade, devido a formação de microestrutura ferrita acicular. Com o aumento no teor de Mn, promoveu um refinamento da microestrutura, que pode ter contribuído. Para avaliarmos os resultados obtidos pelo ensaio de impacto Charpy-V será considerada a temperatura mais baixa, isto é, 0 C, uma vez que se busca a tendência à fragilização deste sistema. Comparando os valores obtidos na condição de CS com os de tratamentos térmicos, observa-se que o mecanismo que contribuiu para a redução da tenacidade durante os tratamentos térmicos, foram similares para todos os teores de Mn. Pode-se observar que na condição de como soldado em comparação com as microestruturas obtidas após tratamentos térmicos (Figura 40 a Figura 43), ocorreu alguma evolução dos carbonetos após TTAT, para todos os teores estudados. Associando este efeito a morfologia de fratura, pode-se observar que o TTAT não promoveu mudança no modo de fratura de quasi-clivagem na faixa de 0,4 a 0,6%Mn, ocorrendo alguma ductilidade para a faixa de 0,9 a 1,1%Mn (Figura 31). Isto é confirmado através dos resultados de ensaio de impacto Charpy-V, onde revelam que há um ganho significativo na tenacidade com a realização deste tratamento, para a faixa de 0,9%Mn (67J) a 1,1%Mn (75J) (Figura 22). Observando-se o TTSC, a morfologia de fratura de quasi-clivagem permaneceu constante para todos os teores de Mn (Figura 32), e a tenacidade ficou bem próxima da condição de CS (Figura 22). A amostra com 1,1%Mn não apresentou comportamento similar as outras para o ataque de nital 2%. De modo a manter a coerência nos resultados apresentados, não foram realizados ensaios com outro reagente. No entanto pode ser sugerido que, de acordo com o comportamento mostrado com o aumento de Mn é bastante provável que o teor de Mn de 1,1%, apresente resultados semelhantes a 0,9%Mn, conforme indicado pelas curvas Charpy-V.

7 94 Analisando a condição de TTAT+TTSC, observa-se que a morfologia de fratura permaneceu de quasi-clivagem para todos os teores de Mn (Figura 33), porém a faixa de tenacidade mais alta foi para 0,6(87J) a 0,9(47J)%Mn (Figura 22). Segundo SOUZA [71] trabalhando com arco submerso e soldas de passe único, para 0,84 e 1,21%Mn ocorreu uma elevação significativa da energia de impacto Charpy-V, devido ao revenimento que ocorre com o TTAT, em relação a condição de como soldado, sendo que os baixos valores de energia de impacto para os metais de solda obtidos com o TTSC foram atribuídos a segregação de P para os contornos de grão da austenita prévia [15, 40, 72] para estes valores de Mn. Neste trabalho foram analisadas soldas multipasse, onde o revenimento do passe subseqüente se soma aos efeitos dos tratamentos térmicos, no entanto ocorreu comportamento similar para TTAT e TTSC, havendo portanto a sugestão de que os mecanismos atuantes são similares Microdureza Os resultados de microdureza são um valor médio que inclui regiões reaquecidas e colunares. A microdureza do metal de solda na condição de CS foi a que apresentou valores mais elevados, principalmente para 0,9%Mn em relação aos tratamentos térmicos estudados. Para TTAT e o TTSC quase não houve variação dos valores obtidos. Foi constatada uma redução nos valores para todas as condições, principalmente para TTAT+TTSC (Figura 29). Em desacordo com PAULO [31] o TTSC causou uma alteração na dureza do material, sendo que esta obteve valores reduzidos.

8 Ensaio de Tração Para a análise dos valores obtidos no ensaio de tração, realizou-se uma comparação com a condição de CS. Todos os tratamentos térmicos e todas as variações nos teores de manganês apresentaram morfologia de fratura dúctil. Em relação ao limite de resistência e escoamento, os resultados apresentados são mais altos para a condição de TTAT (Figura 25 e Figura 26), que permaneceu próximo da condição de CS, para teores de 0,9%Mn e principalmente 1,1%Mn (Tabela 14). Tabela 14 - Comparação do limite de resistência e escoamento na condição de CS e TTAT para teores de Mn entre 0,9 e 1,1%, valores dados em Mpa, retirados da tabela 10. L.R. L.E. Tratamento 0,9%Mn 1,1%Mn Tratamento 0,9%Mn 1,1%Mn CS CS TTAT TTAT No alongamento, para 0,4%Mn com TTAT+TTSC (Figura 27), o valor encontra-se muito próximo de CS, e para 0,6%Mn com TTSC, onde ocorre um significante acréscimo em relação a condição de CS.(Tabela 15). Tabela 15 - Comparação do alongamento obtido na condição de CS e TTAT+TTSC para 0,4 e 0,6%Mn, valores em %, retirados da tabela 10. 0,4%Mn 0,6%Mn CS TTAT+TTSC CS TTSC 23,4 23,8 18,2 23,8 Para todos os teores estudados a redução de área na condição de CS foi a de maior ductilidade. Observa-se que não ocorrem variações significativas para as condições com TTAT e TTSC, estando os valores obtidos dentro da faixa de erro. Porém após TTAT+TTSC ocorre redução da ductilidade (Figura 28).

9 96 De acordo com a especificação AWS A [68] os eletrodos utilizados pertencem a classe E8018-B3L, a qual possui valores mais baixos de exigência (Tabela 4), para o limite de resistência e escoamento. Deve ser mencionado que todos os valores de limite de resistência e escoamento obtidos foram acima do especificado, atendendo a norma. EVANS [73] alisando o efeito do TTAT à 690 C e TTAT+TTSC, no estudo do aço 2,25%Cr-1,0%Mo, usando eletrodo do tipo E8018-B3L, com 1,0%Mn encontrou valores para limite de resistência, escoamento, alongamento e redução de área (Tabela 16), similares aos encontrados neste trabalho. Tabela 16 - Efeito do TTAT e TTAT+TTSC nas propriedades mecânicas do aço 2,25%Cr-1,0%Mo, com TTAT à temperatura de 690 C por 20h [73]. Tratamento L.R. (MPa) L.E. (MPa) AL. (%) R.A. (%) TTAT TTAT+TTSC Para a microestrutura bainítica com teores de Mn estudados, observa-se que ocorreu redução do limite de resistência e escoamento por influência dos tratamentos térmicos aplicados. Porém, o comportamento do alongamento não é conclusivo e para redução de área o material teve sua ductilidade restringida na condição de TTAT+TTSC.

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