Simulação microestrutural da soldagem por atrito com pino não consumível do aço inoxidável duplex UNS S32205

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1 Simulação microestrutural da soldagem por atrito com pino não consumível do aço inoxidável duplex UNS S32205 Simulation of UNS S32205 duplex stainless steel friction stir welding microstructures Eduardo B. Fonseca Mestrando em Engenharia Mecânica FEM/Unicamp Laboratório Nacional de Nanotecnologia LNNano/CNPEM Tiago F.A. Santos Doutorando em Engenharia Mecânica FEM/Unicamp Laboratório Nacional de Nanotecnologia LNNano/CNPEM Sérgio T. Button Dr., Professor do Departamento de Materiais da FEM/Unicamp Antonio J. Ramirez Dr., Pesquisador do Laboratório Nacional de Nanotecnologia LNNano/CNPEM Professor do Departamento de Materiais da FEM/Unicamp Resumo: A soldagem por atrito com pino não consumível (SAPNC) é uma técnica aplicada principalmente em materiais com baixa temperatura de fusão. No entanto, o uso em outros materiais tem-se mostrado benéfico, por exemplo, em aços inoxidáveis duplex, os quais, após soldagem por fusão, podem perder seu desempenho mecânico e resistência à corrosão devido ao desbalanceamento das fases ferrita e austenita, à formação de fases secundárias deletérias e ao crescimento pronunciado dos grãos ferríticos na zona termicamente afetada. Porém, o emprego da técnica de SAPNC promove a manutenção do balanço de fases, além de uma melhoria no desempenho mecânico e de corrosão do material. A simulação física do processo foi proposta com o objetivo de determinar as condições termomecânicas às quais o material é submetido durante a soldagem, o que é necessário ao desenvolvimento da simulação numérica e para melhor entendimento do processo. Além disso, a simulação física permite a reprodução das diferentes regiões que surgem na SAPNC e a avaliação da influência isolada no comportamento da junta. Foram utilizados ensaios de torção a alta temperatura para obter microestruturas similares àquelas observadas na zona termomecanicamente afetada do aço inoxidável duplex UNS S32205 soldado por SAPNC. As microestruturas foram comparadas em termos morfológicos e de fração volumétrica de ferrita. Palavras-chave: aço inoxidável duplex, simulação física, soldagem por atrito com pino não consumível, Gleeble. Abstract: Friction stir welding (FSW) is usually applied to low-melting-temperature alloys, although its use in other materials have shown to be beneficial. For example, duplex stainless steels after fusion welding can lose their good mechanical and corrosion performance due to a misbalance of the ferrite and austenite phases. However, FSW maintains its balanced microstructure, has avoided deleteriuous secondary phase precipitation and ferrite grain growth at the heat affected zone and, thus, improves the material properties. Physical simulation is one way to determine the thermomechanical conditions to which the material is submitted during FSW, which is necessary for the development of numerical simulation and for a better understanding of the process. Additionally, physical simulation allows the reproduction of the different regions of FSW and the evaluation of the distinct influence of each region in the mechanical and corrosion performance. Hot torsion tests were employed to achieve similar microstructures to the ones observed in the thermomechanically affected zone of friction stir welded duplex stainless steel UNS S The microstructures were compared in terms of morphology and ferrite volume fraction. Key-words: duplex stainless steel, physical simulation, friction stir welding, Gleeble.

2 Introdução Aços inoxidáveis duplex (AID) são formados por ilhas de austenita em uma matriz ferrítica com aproximadamente a mesma fração volumétrica de ambas as fases, o que confere ao material excelentes propriedades mecânicas e resistência à corrosão (GUNN, 2003; MCGUIRE, 2008). Por isso, os AID são amplamente utilizados nas indústrias química, de papel e celulose e de petróleo e gás, onde eles são utilizados principalmente em evaporadores, dutos, digestores, trocadores de calor, unidades de dessalinização e dessulfuração, equipamentos para destilação e tanques de condução e armazenamento de materiais corrosivos. Durante o trabalho a quente, diferentes mecanismos de amaciamento são ativados em cada fase, devido à diferença de energia de falha de empilhamento (EFE), sistemas de escorregamento e velocidade do processo de difusão (CIZEK, 1997; EVANGELISTA, 2004; FARNOUSH, 2010; HAN, 2011; MOMENI, 2011; MOMENI, 2012). A ferrita, que tem maior energia de falha de empilhamento, sofre recuperação dinâmica, seguida de recristalização dinâmica contínua com o aumento da deformação (SAEID, 2008). No entanto, parte da deformação permanece armazenada na ferrita mesmo após o relaxamento, ativando, assim, o processo de recristalização estática (MOMENI, 2012). Já na austenita, o principal mecanismo de restauração é a recristalização dinâmica descontínua (RDD) (SAEID, 2008; SATO, 2005). A ocorrência de recristalização estática também já foi apontada por alguns autores, mas depende de maior investigação (EVANGELISTA, 2004; MOMENI, 2012). Dessa forma, a deformação é inicialmente acomodada pela ferrita, causando partição da deformação desde o instante inicial da deformação (DUPREZ, 2002; IZA- MENDIA, 1998). A soldagem por fusão dos AID gera diversas preocupações: a emissão de cromo hexavalente, o desbalanceamento da proporção ferrita-austenita devido ao ciclo térmico associado ao processo, a precipitação de fases deletérias e o crescimento de grão na zona termicamente afetada. O aumento da fração volumétrica de ferrita é prejudicial às propriedades mecânicas e de resistência à corrosão do material. Por se tratar de um processo no estado sólido, a soldagem por atrito com pino não consumível (SAPNC) está isenta de tais problemas e mantém a boa combinação entre propriedades mecânicas e de resistência à corrosão verificada nos AID (MISHRA, 2007). A SAPNC é uma técnica patenteada pelo TWI em 1991 e consiste em inserir uma ferramenta rotativa na interface das peças a serem soldadas e transladá-la ao longo desta interface, criando a junta (THOMAS, 1991). A ferramenta é composta por um ombro e um pino e sua geometria varia de acordo com o material e a espessura a ser soldada. Inicialmente proposto para materiais de baixo ponto de fusão, o processo se mostrou viável até mesmo para ligas a base de ferro, níquel, titânio, entre outras (MISHRA, 2007). Na SAPNC, três zonas microestruturais são normalmente observadas: zona misturada (ZM), zona termomecanicamente afetada (ZTMA) e zona termicamente afetada (ZTA). Além disso, a junta soldada é assimétrica, com lados de avanço (LA) e retrocesso (LR) definidos como os lados em que os sentidos das velocidades tangencial da ferramenta e de avanço são coincidentes e opostas, respectivamente. Nos últimos anos, buscou-se desenvolver o processo de SAPNC para ligas de elevada temperatura de fusão, como aços. Em SAPNC de AID, a ZTA não é observada e a ZM é caracterizada por intenso refinamento de grão devido à ocorrência de recristalização (SAEID, 2008; SANTOS, 2010; SATO, 2005). A SAPNC de AID já foi avaliada por diferentes autores e revela microestrutura balanceada e boas propriedades mecânicas (SAEID, 2008; SANTOS, 2010; SANTOS, 2011; SATO, 2005; STEEL, 2004). Saeid (2008), Santos (2010) e Steel (2004) estudaram as juntas soldadas por SAPNC do AID UNS S32205 e apontaram intenso refinamento de grão na ZM, especialmente no LA. Ilhas alongadas de austenita foram observadas na ZTMA, a qual pode ser facilmente distinguida no LA. Já no LR, a ZTMA é uma transição gradual entre a ZM-LR e o metal de base. Embora ambas as ZTMA apresentem a mesma característica de ilhas alongadas de austenita, o LR se diferencia devido à estrutura mais refinada dos grãos ferríticos e austeníticos. No trabalho de Santos (2011), a história térmica das juntas soldadas foi medida por meio de termopares, fornecendo dados relativos à temperatura de pico e às taxas de aquecimento e resfriamento.

3 O crescente interesse no desenvolvimento de simulações numéricas de SAPNC é motivado pelo elevado custo relacionado à complexidade das ferramentas utilizadas no processo. No entanto, as tentativas atuais de aplicação de simulações numéricas têm esbarrado no pouco conhecimento sobre as condições às quais o material é submetido ao longo da soldagem. Além da história térmica, são necessárias informações quanto à quantidade e à taxa de deformação, as quais não podem ser calculadas diretamente do processo. A realização de simulações físicas é uma forma de se buscar informações sobre o comportamento do material durante a deformação e sobre as quantidades e taxas de deformação envolvidas no processo (NORTON, 2006; SINFIELD, 2007). Com este objetivo, ensaios de torção a alta temperatura foram empregados para reproduzir as elevadas taxas e quantidades de deformação esperadas em SAPNC. A obtenção de microestruturas similares entre as zonas da SAPNC e as amostras do ensaio de torção permite que sejam estimadas as condições mecânicas impostas a cada zona da junta soldada. Simulações microestruturais similares foram realizadas em ferro comercialmente puro, AISI 304L, AISI 310 e HSLA-65 (FAILLA, 2009; NORTON, 2006; SINFIELD, 2007). Materiais e Métodos A composição química do AID estudado está apresentada na Tabela 1. Juntas soldadas a topo foram produzidas em máquina dedicada da TTI utilizando ferramenta de compósito de nitreto de boro cúbico policristalino com matriz metálica 40%-vol. de liga de tungstênio-rênio (25% Re) (PCBN-40%WRe), com formato de rosca, 6 mm de comprimento do pino e 25 mm de diâmetro do ombro. As juntas soldadas foram produzidas perpendicularmente à direção de laminação em chapas de 350 x 150 x 6 mm fornecidas pela Aperam. Os parâmetros de soldagem utilizados foram: velocidade de rotação de 200 rpm e velocidade de avanço de 100 mm.min -1. Tabela 1: Composição química (%-peso) do AID UNS S32205 fornecido pela Aperam. Fe Cr Ni Mo Mn N Si P C S Bal. 22,5 5,4 2,80 1,80 0,16 0,30 0,030 0,02 0,001 Os corpos de prova de torção foram usinados a partir de chapas de 19 mm de espessura e, após os ensaios, foram cortados longitudinalmente em serra de precisão para preparação metalográfica. Tanto as amostras de torção quanto as juntas soldadas foram submetidas a técnicas convencionais de preparação metalográfica, seguidas de ataque eletrolítico em solução de 40%-vol. de HNO 3 em água destilada aplicando 1,5 V por, aproximadamente, 60 segundos. As amostras foram observadas por meio de microscopia ótica (MO) e a fração volumétrica de ferrita foi determinada por análise digital de imagem utilizando ImageJ. Com o objetivo de reproduzir o ciclo térmico medido durante o processo de SAPNC, foi desenvolvido no LNNano um sistema de resfriamento com nitrogênio líquido (LN 2 ) para o módulo de torção da Gleeble 3800, como apresentado na Figura 1. A geometria do corpo de prova empregado foi proposta por Norton (2006) para a simulação física de SAPNC e permite resfriamento interno. O controle de temperatura, então, é feito por meio de termopares tipo K soldados aos corpos de prova, os quais foram aquecidos até 1130ºC à taxa de 100ºC.s -1 antes da aplicação da torção. O perfil de temperatura programado no simulador foi baseado em ciclos térmicos medidos durante a soldagem por SAPNC. As velocidades de rotação testadas foram 500 e 750 rpm, enquanto o número de revoluções foi limitado a meia ou uma revolução. As microestruturas das amostras de torção foram observadas na região central da seção útil e próximas à superfície, onde a deformação é máxima. Estas microestruturas foram comparadas com a ZTMA de juntas soldadas por SAPNC. Devido ao gradiente térmico desenvolvido ao longo da seção útil do corpo de prova, os valores de quantidade e taxa de deformação só podem ser calculados a partir de simulações numéricas do ensaio de torção (SINFIELD, 2008).

4 Figura 1: Módulo de torção do simulador termomecânico Gleeble 3800 dotado de sistema de resfriamento com nitrogênio líquido (LN 2 ). Resultados e discussão A microestrutura do metal de base pode ser observada na Figura 2 e é composta por ilhas de austenita (fase clara) em uma matriz ferrítica (fase escura). A análise metalográfica revelou uma proporção balanceada entre as fases, com 51%-vol. de ferrita. Figura 2: Metal de base caracterizado por ilhas de austenita (fase clara) em matriz ferrítica (fase escura). Fração volumétrica de ferrita estimada em 51%. MO, ataque eletrolítico em HNO 3. A Figura 3a mostra a macrografia de um corte transversal da junta soldada por SAPNC. No LA, a transição entre a ZM e o metal de base, à direita na imagem, apresenta uma interface bem clara, onde está localizada a ZTMA-LA. Por outro lado, a transição entre a ZM e o metal de base no LR é sutil e gradual. Na ZTMA-LA, mostrada na Figura 3b, as ilhas de austenita são semelhantes àquelas do metal de base, exceto pelo formato alongado. Já no LR, mostrado na Figura 3c, a ZTMA não está claramente definida. Por isso, aponta-se a ZTMA-LR como uma região de transição entre a ZM-LR e o metal de base em que as ilhas de austenita têm morfologia alongada e contêm poucos contornos de grão.

5 Figura 3: Junta soldada por SAPNC do AID UNS S32205 a 200 rpm e 100 mm.min -1 em chapas de 6 mm. (a) Macrografia mostrando clara interface entre ZM e metal de base no LA e transição sutil entre ZM-LR e metal de base. Micrografias da ZTMA (b) no LA e (c) no LR revelando ilhas de austenita (fase clara) em matriz ferrítica (fase escura). MO, ataque eletrolítico em HNO 3 (SANTOS, 2010). O uso do sistema de resfriamento com LN 2 permitiu a reprodução do ciclo térmico medido em SAPNC com boa reprodutibilidade, conforme demonstra a Figura 4. Os diferentes ensaios (linhas contínuas) apresentam perfis térmicos bastante semelhantes entre si, em particular na etapa de resfriamento, quando o sistema de LN 2 é ativado. Com isso, o simulador passa a controlar a temperatura seguindo o perfil programado, obtido a partir de medidas de história térmica de juntas soldadas por SAPNC (linha pontilhada).

6 Figura 4: Ciclos térmicos da junta soldada do AID UNS S32205 (linha pontilhada) e de três ensaios de torção (linhas contínuas), revelando boa reprodução do perfil medido no simulador termomecânico. Figura 5: Micrografias das regiões centrais dos corpos de prova de torção ensaiados a (a) 500 rpm e meia revolução, (b) 500 rpm e uma revolução, (c) 750 rpm e meia revolução e (d) 750 rpm e uma revolução. MO, ataque eletrolítico em HNO 3. As imagens das microestruturas obtidas nos ensaios de torção estão reunidas na Figura 5. A microestrutura da amostra ensaiada a 500 rpm e meia revolução, mostrada na Figura 5a, é a mais parecida com o metal de base, exceto pelas ilhas de austenita menores e pela maior quantidade de

7 contornos de grão tanto ferríticos quanto austeníticos. Com maior quantidade de deformação, mas a mesma velocidade de rotação (Figura 5b), as ilhas de austenita ficam ainda menores e com maior número de contornos de grão, caracterizando a condição mais refinada obtida nestes ensaios. A tendência de maior refinamento na quantidade de deformação mais elevada também pode ser observada ao comparar as micrografias das amostras ensaiadas a 750 rpm. Na menor quantidade de deformação (Figura 5c), as ilhas de austenita aparecem alongadas, mas ainda apresentam uma pequena quantidade de contornos de grão em seus interiores. Já na condição mais severa (Figura 5d), ocorre o desmembramento de algumas das ilhas, embora o resultado final seja menos refinado do que na amostra ensaiada a 500 rpm. Por isso, pode-se dizer que o aumento na quantidade de deformação tem maior impacto na morfologia microestrutural em comparação com o aumento na taxa de deformação. Isso implica que o mecanismo de amaciamento não é ativado por taxa de deformação, mas sim por quantidade de deformação em altas temperaturas. Comparando as imagens das Figuras 3 e 5, é possível determinar quais microestruturas simuladas correspondem às regiões observadas na SAPNC. Dessa forma, apontou-se que a ZTMA- LA (Figura 3b) foi reproduzida no ensaio a 750 rpm e meia revolução (Figura 5c). Além da morfologia similar da microestrutura, ambas as regiões apresentam fração volumétrica de ferrita de aproximadamente 60%-vol. Do mesmo modo, a semelhança entre as Figuras 3c e 5b indica que a ZTMA-LR foi simulada no ensaio a 500 rpm e uma revolução. A fração volumétrica de ferrita de ambas as regiões estão próximas de 68%-vol. Por isso, pode-se dizer que ambos os lados da ZTMA foram reproduzidos com relativo sucesso por meio de simulação física. Além disso, os resultados indicam que a ZTMA-LR é submetida a maiores níveis de quantidade de deformação a taxas mais baixas quando comparada com a ZTMA-LA. Conclusões O perfil de temperatura medido em SAPNC foi reproduzido com sucesso em amostras de torção no simulador termomecânico Gleeble 3800 adaptado com um sistema de resfriamento com nitrogênio líquido. Para a faixa de parâmetros testados, determinou-se que a velocidade de rotação tem menor influência na microestrutura final em comparação com o número de revoluções, isto é, o refinamento de grão é propiciado por maiores quantidades de deformação e não por maiores taxas. Apontou-se, por semelhança microestrutural morfológica e de proporção entre as fases, que a ZTMA foi reproduzida em ensaios com velocidades de rotação entre 500 e 750 rpm para o AID UNS S A simulação física da ZM deve ocorrer na mesma faixa de taxas de deformação, porém com maiores quantidades de deformação, o que promoveria a recristalização completa. Simulações numéricas do ensaio de torção estão sendo feitas com o objetivo de quantificar taxa e quantidade de deformação. Futuros trabalhos também incluem análise das microestruturas por meio de difração de elétrons retroespalhados (EBSD) para avaliar recristalização e desorientação entre grãos. Agradecimentos Os autores gostariam de agradecer FAPESP e CNPq pelas bolsas de fomento, Aperam, pela doação do material, e Petrobras e ANP pelo suporte financeiro. Referências bibliográficas CIZEK, P.; WYNNE, B.P. A mechanism of ferrite softening in a duplex stainless steel deformed in hot torsion. Material Science and Engineering A, v.230, p , DUPREZ, L.; De COOMAN, B.C.; AKDUT, N. Flow stress and ductility of duplex stainless steel during high-temperature torsion deformation. Metallurgical and Materials Transactions A, v. 33A, p , EVANGELISTA, E.; McQUEEN, H.J.; NIEWCZAS, M.; CABIBBO, M. Hot workability of 2304 and 2205 duplex stainless steels. Canadian Metallurgical Quarterly, v.43, n.3, p , FAILLA, D.M. Friction stir welding and microstructure simulation of HSLA-65 and austenitic

8 stainless steels Dissertação (Mestrado) Ohio State University, Columbus. 160 p. FARNOUSH, H.; MOMENI, A.; DEHGHANI, K.; AGHAZADEH MOHANDESI, J.; KESHMIRI, H. Hot deformation characteristics of 2205 duplex stainless steel based on the behavior of constituent phases. Materials and Design, v.31, p , GUNN, R.N. Duplex stainless steels: microstructure, properties and applications. Abington Publishing, HAN, Y.; ZOU, D.; CHEN, Z.; FAN, G.; ZHANG, W. Investigation on hot deformation behavior of 00Cr23Ni4N duplex stainless steel under medium-high strain rates. Materials Characterization, v.62, p , IZA-MENDIA, A.; PIÑOL-JUEZ, A.; URCOLA, J.J.; GUTIÉRREZ, I. Microstructural and mechanical behavior of a duplex stainless steel under hot working conditions. Metallurgical and Materials Transactions A, v.29a, p , MCGUIRE, M.F. Stainless steels for design engineers. Ohio: ASM International, MISHRA, R.S.; MAHONEY, M.W. Friction Stir Welding and Processing. Ohio: ASM International, MOMENI, A.; DEHGHANI, K. Hot working behavior of 2205 autenite-ferrite duplex stainless steel characterized by constitutive equations and processing maps. Materials Science and Engineering A, v. 528, p , MOMENI, A.; DEHGHANI, K.; ZHANG, X. Mechanical and microstructural analysis of 2205 duplex stainless steel under hot working condition. Journal of Materials Science, v.47, p , NORTON, S.J. Ferrous Friction Stir Weld Physical Simulation Tese (Doutorado) Ohio State University, Columbus. 235 p. SAEID, T.; ABDOLLAH-ZADEH, A.; ASSADI, H.; MALEK GHAINI, F. Effect of friction stir welding speed on the microstructure and mechanical properties of a duplex stainless steel. Material Science and Engineering A, v.496, p , SANTOS, T.F.A.; RAMIREZ, A.J. Microstructure evaluation of UNS S32205 duplex stainless steel friction stir welds. Proceeding of 10th Brazilian Stainless Steel Conference, Rio de Janeiro, Brazil, p SANTOS, T.F.A.; QUEIROZ, R.R.M.; RAMIREZ, A.J. Correlating microstructure and performance of UNS S32750 and S32760 superduplex stainless steels friction stir welds. Proceedings of the 21st International Offshore and Polar Engineering Conference, Maui, Hawaii, USA, Junho SATO, Y.S.; NELSON, T.W.; STERLING, C.J.; STEEL, R.J.; PETTERSON, C.O.M. Microstructure and mechanical properties of friction stir welded SAF 2507 super duplex. Materials Science and Engineering A, v.397, p , SINFIELD, M.F. Advancements in Physical Simulation and Thermal History Acquisition Techniques for Ferrous Alloy Friction Stir Welding Dissertação (Mestrado) Ohio State University, Columbus. 165 p. SINFIELD, M.F.; LIPPOLD, J.C.; ALEXANDROV, B.T. Physical simulation of friction stir weld microstructure of a high-strength, low alloy steel (HSLA-65). Proceedings of the 7 th International Friction Stir Welding Symposium, Awaji Island, Japão, Maio STEEL, R.J.; STERLING, C.J. Friction stir welding of 2205 duplex stainless and 3Cr12 steels. Proceedings of the 14th International Offshore and Polar Engineering Conference, Toulon, France, Maio p THOMAS, W.M.; NICHOLAS, E.D.; NEEDHAM, J.C.; MURCH, M.G.; TEMPLESMITH, P.; DAWES, C.J. International Patent Application No. PCT/GB92/02203 and GB Patent Application No Dezembro de * Antonio J. Ramirez: antonio.ramirez@lnnano.org.br LNNano/CNPEM: Caixa Postal 6192, Campinas-SP, , Brasil.