MICROESTRUTURA DO AÇO ASTM DH36 OBTIDA APÓS SOLDAGEM COM PROCESSO MIG SEMIAUTOMÁTICO

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1 MICROESTRUTURA DO AÇO ASTM DH36 OBTIDA APÓS SOLDAGEM COM PROCESSO MIG SEMIAUTOMÁTICO Giancarlo F. Sanchez Chavez 1, Segen F. Estefen 1, Tetyana Gurova 2, Lincoln S. Gomes 3, Suzana B. Peripolli 3 1 Laboratorio de Tecnologia Submarina - COPPE/UFRJ, Av. Athos da Silveira Ramos, 149 / Prédio do CT / Bloco I Sala Cidade Universitaria / Rio de Janeiro RJ CEP: Centro Universitário Estadual da Zona Oeste, Av. Manuel Caldeira de Alvarenga, Campo Grande - Rio de Janeiro RJ, CEP Centro de Tecnologia SENAI Solda, Rua São Francisco Xavier, 601 Maracanã RJ, CEP Trabalho a ser apresentado durante a Rio Welding 2014 As informações e opiniões contidas neste trabalho são de exclusiva responsabilidade do(s) autor(es). INTRODUÇÃO O aço DH36 é utilizado na construção naval em painéis soldados de navios e plataformas, devido à sua alta resistência e boa tenacidade à fratura em baixas temperaturas. A soldagem é o principal processo para a união de chapas e painéis na indústria naval, este processo gera distintos gradientes térmicos no material próximo ao cordão de solda mudando a microestrutura. Devido às diferencias de temperatura, tensões térmicas transientes são geradas na junta soldada deixando tensões residuais e distorções no produto final. As distorções geradas pelo processo de soldagem provocam imprecisões e desalinhamentos ao momento de juntar os painéis e blocos de aço, afetando a produção nos estaleiros. As tensões residuais geradas durante a soldagem são causadas principalmente por: contração de regiões diferentemente aquecidas e plastificadas, resfriamento superficial intenso e transformações de fase. A transformação de fase é um estudo muito complicado quando se trata de tensões residuais de soldagem, em especial nos aços ferríticos como o DH36, devido à transformação de fase em estado sólido que ocorre no aço. Segundo Bhadeshia [1] a habilidade de uma tensão externa para influenciar o desenvolvimento de uma microestrutura durante a transformação no estado sólido é bem conhecida. Também o contrario pode acontecer onde a transformação de fase gera tensões residuais, cujos efeitos são pronunciados

2 em estruturas restringidas. Assim observações experimentais não podem ser feitas sem levar em conta a mudança de fase durante o resfriamento de soldas até a temperatura ambiente. No modelamento da soldagem de aços inoxidáveis austeníticos dão resultados satisfatórios comparados com a parte experimental [2-4], o que não acontece com aços ferríticos, como os aços navais, devido à complexidade da transformação de fase a baixas temperaturas [5-7]. Daí [8] em seus estudos de modelamento mostra que as transformações de fase têm significantes efeitos sobre as tensões residuais. A credibilidade de modelos depende de sua habilidade de levar em conta a transformação de fase em estado solido que pode ter um controle sobre as tensões residuais finais [9]. Nos aços, a austenita transforma-se em muitas variedades de ferrita que são diferenciadas pelo mecanismo atômico de transformação: mecanismo de transformação reconstrutiva ou displaciva (termo em inglês displacive) [10,11]. A transformação reconstrutiva ocorre pela difusão não coordenada dos átomos, incluindo o ferro [12-14]. O outro tipo de transformação é denominado transformação displaciva ou mecanismo martensítico onde o padrão do arranjo atômico é alterado por deformação [1]. Não há difusão de ferro ou solutos substitucionais durante a transformação displaciva nas ligas de ferro [1,13,14]. Ambas as transformações são acompanhadas por deformação [13]. Microestruturas como ferrita alotriomórfica, ferrita idiomórfica, perlita são geradas a partir de uma transformação reconstrutiva, e microestruturas como a ferrita widmanstatten, a ferrita acicular, a bainita e a martensita são geradas por transformação displaciva [1]. Uma descrição das microestruturas obtidas quando se realizou a soldagem de MIG semiautomático de um aço DH36 e seus efeitos sobre as tensões residuais e propriedades mecânicas serão feitas neste trabalho. MATERIAIS E MÉTODOS Para a soldagem neste trabalho utilizou-se duas chapas de aço ASTM DH36 com uma espessura de 12 mm, comprimento de 200 mm e largura de 140 mm cada uma como observase na figura 1(a). As duas chapas foram soldadas a topo com chanfro em V, com ângulo de bisel de 30 graus. Foi colocado um backing na parte inferior das chapas para cobrir a abertura de raiz de 5 mm. O processo utilizado foi MIG semiautomático, utilizado em construção naval. A solda foi feita com 1 passe de raiz e 5 passes de enchimento. O gás utilizado foi o CO 2 com vazão de 15 psi. Os parâmetros de soldagem são apresentados na tabela 1. Para a caracterização microestrutural, as chapas soldadas foram divididas em pequenas amostras com medidas de 45x10x12 mm (figura 1(b)), a divisão será feita na região da junta soldada. Depois de realizado o corte das amostras, o material foi lixado e polido na região da solda, onde os analises foram feitos. O ataque químico foi realizado com o reagente Nital ao 2%. O estudo das microestruturas foi por médio do microscópio óptico e o microscópio eletrônico de varredura (MEV) que são ferramentas chave para a observação acurada e realista das mudanças microestruturais que influenciam a evolução das tensões residuais de soldagem. Tabela 1. Parâmetros de soldagem utilizados para o processo MIG semi-automatico. Passe raiz 1ro passe 2do passe 3ro passe 4to passe 5to passe Corrente (A) 131,8 135,4 181,4 191,7 195,3 187,1 Tensão (V) Vel. Arame (m/min) 4,8 4,8 7 7,5 7,5 7

3 Figura 1. a) Medidas da chapa para a soldagem, b) medidas das amostras para observação nos microscópios. RESULTADOS E DISCUSSÕES Nos dois últimos passes da soldagem (4to e 5to passe) obtiveram-se microestruturas como a ferrita alotriomórfica (GF) ferrita de widmanstatten (WF), ferrita acicular (AF), ferrita poligonal intragranular (PF) como observa-se na figura 2. Ferrita Alotriomórfica A ferrita alotriomórfica é a primeira fase em formar-se quando há resfriamento abaixo da temperatura A 3 em aços de baixa liga [15,16]. Esta fase nucleia-se nos contorno de grão da austenita e cresce pelo mecanismo de transformação reconstrutiva, que é a difusão necessária para alterar a rede cristalina, com uma mínima deformação [16]. Assim esta microestrutura gera poucas tensões residuais devido a sua baixa deformação, alguns típicos valores são apresentados na tabela 2. Cabe mencionar que na transformação reconstrutiva só há mudança na densidade [11]. Com relação às propriedades mecânicas a ferrita alotriomórfica contribui na diminuição da tenacidade, já que gera caminhos para que a trinca ande facilmente, provavelmente pelas bordas destas microestruturas como se pode observar nas elipses pretas da figura 3(a) e (b) de um aço API X80 [17]. Contudo, Bhadeshia menciona que a transformação reconstrutiva envolve a difusão de todos os átomos, assim os grãos de ferrita podem crescer livremente através dos contornos de grão da austenita removendo os sítios de segregação de impurezas que podem causar a deterioração da tenacidade [15]. Deve ser mencionado que a redução de ferrita alotriomórfica per se não piora as propriedades, o importante é o grau de proteção da superfície do grão austenítico anterior [15]. Ferrita de Widmanstatten A ferrita de Widmanstatten observada na figura 2 pode crescer diretamente a partir de contornos de grão da austenita ou indiretamente de interfaces ferrita alotriomórfica - austenita [18,19] em forma de placas laterais, a temperaturas menores que a ferrita alotriomórfica e a ferrita idiomórfica. Esta ferrita é algumas vezes incluída dentro da descrição geral de ferrita com MAC alinhada, onde MAC refere-se a martensita, austenita e carbeto [15]. Alé et al. [20] menciona que alguns autores afirmam que a microestrutura pode-se transformar de forma difusional e de forma adifusional (displacive). Bhadeshia et al. [1,5,11,19] afirmam que a ferrita Widmanstatten forma-se por transformação displaciva, neste tipo de transformação a mudança de forma se da com deformação em um plano invariante (IPS), que é, uma

4 combinação de cisalhamento sobre o plano invariante e uma dilatação normal ao plano [11]. A tabela 2 apresenta as deformações geradas por esta estrutura e assim as tensões residuais. Muitos investigadores acreditam que a ferrita de Widmanstatten é prejudicial para as propriedades do material [21-25]. Esta microestrutura torna-se frágil devido aos carbetos e a martensita que encontram-se no meio das placas de ferrita. Para outros autores quando a microestrutura muda de uma que é predominantemente alotriomórfica para uma que é predominantemente Widmanstatten a tenacidade e a resistência melhoram [26]. Isso pode ser explicado, já que a ferrita widmanstatten é associada com grandes frações de microestructuras refinadas [15]. Tabela 2. Mudança de forma devido à transformação. S e δ referem-se à deformação por cisalhamento e dilatação respectivamente. Os valores na tabela são aproximados e variam como uma função do parâmetro de rede e detalhes da cristalografia. Adaptado de [11]. Transformação Mecanismo Mudança de Forma S δ Morfologia Ferrita Aliotromórfica R Mudança de Volume Irregular Ferrita Idiomorfica R Mudança de Volume Equiaxial Perlita R Mudança de Volume Colônias Esféricas Ferrita Widmanstatten Bainita Ferrita Acicular Martensita D R: recosntrutiva, D: displaciva (displacive siglas em inglês). Ferrita Acicular D D D Deformação do Plano Invariante Placas finas Deformação do Plano Invariante Placas finas Deformação do Plano Invariante Placas finas Deformação do Plano Invariante Placas finas A ferrita acicular observada na figura 2 é uma microestrutura que apresenta placas de ferrita de forma lenticular cujo crescimento não é paralelo (cresce em varias direções) e que nucleia intragranularmente [27,28] em grãos austeníticos, preferencialmente de grande tamanho [29], a partir de inclusões que em sua maioria são inseridas com o metal de adição no processo de soldagem. Nos depósitos de solda, esta estrutura é um dos últimos produtos a se formar depois da ferrita alotriomórfica e da Widmanstatten e abaixo da temperatura de inicio da bainita [15]. A microestrutura da ferrita acicular é muito favorável para as propriedades mecânica dos aços de alta resistência baixa liga. A tenacidade é aumentada quando as placas de ferrita são orientadas em diferentes direções e não formam paquetes, isso causa que a trinca por clivagem se desvie e continue por uma nova orientação cristalográfica cada vez que encontre uma placa diferente [28]. Em superfícies livres a ferrita acicular causa deslocamentos que são caracterizados pela deformação no plano invariante (IPS) com grandes cisalhamentos [30]. Consequentemente, o crescimento da ferrita acicular é impedido pelos contornos de grão já que o movimento coordenado de átomos devido à mudança de forma não pode ser sustentado através dos contornos de grão com distinta orientação cristalográfica [28]. Pelo dito antes a ferrita acicular transforma-se pelo mecanismo displacivo (tabela 2), que é considerado como um modo de deformação que além de realizar uma mudança de forma também altera a

5 natureza da rede [28]. Assim esta microestrutura gera importantes tensões residuais devido a sua natureza de transformação. WF AF GF AF WF Figura 2. Constituintes do aço ASTM DH36: a) ferrita alotriomórfica (GF), ferrita Widmanstatten (WF), ferrita acicular (AF), b) Ferrita acicular (AF) e ferrita Widmanstatten (WF). Ataque com Nital ao 2%. Figura 3. Trajetória da trinca através da ferrita alotriomórfica em um aço API X80. a) Micrografia óptica. Nital ao 3%, b) Micrografia eletrônica Nital ao 3% [17]. Figura 4. Microscopia óptica da microestrutura bainítica na ZAC de grão grosseiro. a) Perto da zona fundida, b) Um pouco mais afastada da zona fundida. Nital ao 2%.

6 Bainita Muitos tipos de microestrutura bainítica são gerados em uma ampla faixa de temperaturas no resfriamento e o microscópio óptico não pode discernir os detalhes dessas microestruturas [31]. Na Fig. 4 observa-se uma variedade de microestruturas bainíticas em toda a matriz. Podemos notar na figura que as placas de bainita estão crescendo a partir das bordas de grão da austenita transformada. Estas placas crescem paralelas uma com outra. A estrutura bainítica consiste de agregados de placas de ferrita separadas por austenita não transformada, martensita ou cementita [15, 31, 32]. Os agregados de placas são chamados de feixes (Apud [32]) e as placas dentro de cada feixe são as subunidades. Estas subunidades não são isoladas uma da outra ao contrario estão conectadas tridimensionalmente, deduzindo que eles compartem uma orientação cristalográfica comum [32]. O crescimento de cada subunidade é acompanhado por uma mudança de forma na deformação do plano invariante e um grande cisalhamento. Devido às relativas elevadas temperaturas onde a bainita cresce (limite de escoamento da ferrita e austenita são reduzidas) a deformação de forma gera deformação plástica que a sua vez leva a uma relativa grande densidade de deslocação no material inicial e os produtos [32]. Um modelo para a transformação bainítica em aços considera que o crescimento da bainita se da sem alguma difusão dos átomos, mas com o carbono distribuindo-se a partir da ferrita dentro da austenita residual logo da transformação [33]. A bainita é uma estrutura geradora de tensões no material, já que cresce pelo mecanismo de transformação displaciva. A tabela 2 apresenta valores das deformações quando esta microestrutura se transforma. Esta microestrutura e a ferrita acicular apresentam o mesmo mecanismo de transformação e de crescimento [15], diferenciando-se nos sítios onde estas microestruturas crescem. A ferrita acicular cresce a partir de inclusões e a bainita cresce a partir dos contornos de grão da austenita inicial, em ausência de ferrita aliotromórfica [15]. Aços bainíticos são selecionados por sua uniformidade nas propriedades de resistência e tenacidade [31]. Observações microestruturais mostram que quando há fratura por clivagem as trincas propagam-se através dos pacotes individuais de bainita, e param quando encontram os contornos dos pacotes de bainita (Apud [34]). Segundo Bhadeshia et. al. [35] a bainita coalescida, em metais de solda reaquecidos, são prejudiciais para as propriedades como a redução pronunciada da tenacidade. A tenacidade ao impacto da bainita superior diminui a tenacidade quando a resistência aumenta, mas a tenacidade da bainita inferior, que contem carbonetos finos, aumento sem afetar sua resistência [34]. Martensita Na figura 5(a) apresentamos uma região da ZAC de grão grosseiro, que é uma zona muito temperabel, onde podemos observar um pacote de martensita em placas e entre estas placas podemos observar austenita retida. No interior das placas de martensita, assinaldas por setas brancas, podemos notar os twins (figura 5(b)) formados durante a transformação. Yuehui H. et. al. [36] caracterizou aços de baixo, médio e alto carbono e também encontrou twins internos em placas grossas de martensita em um aço de médio carbono (0.68%C). A subestrutura das placas de martensita consiste de Twins de transformação, como o resultado do mecanismo de cisalhamento que ocorre durante a transformação [37]. A martensita é um microconstituinte muito duro que forma-se por uma especifica deformação da rede austenítica sem alguma difusão de átomos. A deformação causa uma mudança da região transformada,

7 que consiste de um grande cisalhamento e expansão de volume [38]. Estas mudanças de volume podem levar à distorção [39], e assim provocar tensões residuais de soldagem. A composição química da martensita medida mostra que a composição química da austenita é idêntica à da martensita. Essas observações demonstram que a transformação martensítica é adifusional [38]. Figura 5. Microscopia Eletrônica do aço DH36 na ZAC de grão grosseiro mostrando placas de martensita com Twins internos: (a) 3000X, (b) 5000X. Nital ao 2%. A reação da martensita em aços normalmente ocorre atérmicamente, ou seja, a fração transformada depende do super-resfriamento abaixo da temperatura de inicio da martensita (Ms) [38]. A temperatura de inicio (Ms) ou de termino (Mf) são muito importantes em estruturais soldados, já que, eles controlam as tensões residuais em uma solda [40]. A fratura característica da martensita é por clivagem, devido a que as placas que se formam em pacotes apresentam a mesma orientação cristalográfica e o plano de clivagem é quase continuo a traves dos pacotes [41]. Na figura 6 observam-se as trincas por clivagem no interior de cada grão austenitico inicial de um aço API X80, estas trincas foram detidas ou desviadas pelos contornos de grão. A microestrutura desta figura esta composto de martensita, bainita, MA, além de outros constituintes que se geram nesta região da ZAC. A microestrutura produzida neste aço API X80 é parecido ao produzido no aço DH36 quando realiza-se a soldagem. Figura 6. Mostram micrografias eletrônicas da trajetória da trinca por clivagem em um aço API X80 na ZAC a 1300 o C [17]. a) Posição perpendicular ao cordão de solda, b) Posição paralela ao cordão de solda. Nital ao 3%.

8 Martensita-Austenita Retida (MA) Microfase é usado para descrever a pequena quantidade de martensita/austenita/perlitadegenerada que formam depois das outras fases (ferrita alotriomorfica, ferrita widmanstatten e ferrita acicular) já formaram [15]. Na figura 7(a) observamos um microconstituinte MA (martensita-austenita), esta microestrutura foi encontrada na zona de grão fino da ZAC e também pode ser encontrada em outras zonas da ZAC e da zona fundida (ZF). A figura 7(b) mostra MA de cor branco com distintas morfologias, esta micrografia foi obtida a uma temperatura de 1300 o C [17]. O microconstituinte MA é formado de martensita de alto carbono e austenita retida que é encontrada em aços de alta resistência e baixa liga soldados, sendo quase impossível de ser eliminado. Além disso, Colpaert [42] menciona que à medida que se aumenta o teor de carbono dos aços as temperaturas Mi e Mf diminuem aumentando então a tendência à retenção da austenita na têmpera. No caso das estruturas soldadas, sem preaquecimento, há um rápido resfriamento do aço depois da soldagem que provoca a formação da martensita. Algumas vezes a martensita vem acompanhada de austenita retida dando à formação de grandes quantidades de microcostituintes MA, prejudiciais para a junta soldada [17]. Estes microconstituintes provocam a diminuição da tenacidade à fratura do aço na zona fundida (ZF) e na zona afetada pelo calor (ZAC) [17]. MA Figura 7. a) Micrografia eletrônica do microconstituinte MA na ZAC de grão fino em um aço DH36. Nital ao 2%. b) Microscopia óptica da morfologia dos MA de um aco API X80, Reagente Klemm 1 [17]. De todas as microestruturas observadas anteriormente a exceção da ferrita aliotromórfica pode-se dizer que a energia de deformação associada com um plano invariante restringido é minimizado quando a fase apresenta forma de placa, é por isso que a ferrita Widmanstatten, a ferrita acicular, bainita e a martensita em aços crescem na forma de placas [1,11]. CONCLUSÕES Neste artigo foram analisadas microestruturas que se geram depois da soldagem nos aços ASTM DH36. Constituintes como a ferrita aliotromorfica, ferrita widmanstatem, ferrita acicular, bainita, martensita e o microconstituinte MA foram encontrados. Estes constituintes

9 ao se transformar, a partir da austenita, provocam deformações internas na microestrutura devido a sua expansão de volumem. Em consequência destas deformações há níveis de tensões internas de soldagem devido a seu mecanismo de transformação, reconstrutivo ou displacivo. Estas tensões internas afetam a resistência e as propriedades mecânicas dos materiais. Modelamento por elementos finitos são amplamente feitos para obter tensões e distorções de soldagem sem levar em conta estas microestruturas geradoras de tensões residuais, e assim pela caracterização feita neste artigo é importante considerar o efeito das microestruturas nestas simulações. Um breve analise de falhas também foi feita para estas microestruturas em sua maioria prejudiciais para a tenacidade à exceção da ferrita acicular que ajuda a melhorar a tenacidade devido a sua orientação desordenada de crescimento. As microestruturas prejudiciais para a tenacidade crescem em forma de placas paralelas, dando assim, caminhos para que a trinca percorra facilmente devido a que estas placas apresentam o mesmo sentido de orientação cristalográfica. AGRADECIMENTOS Os autores agradecem ao pessoal técnico do Centro de Tecnologia SENAI Solda e do Laboratório de Tecnologia Submarina da COPPE-UFRJ pela ajuda brindada nos ensaios, também agradecer à PRH 03 da Petrobras pela bolsa de doutorado oferecida. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS [1] Bhadeshia H. K. D. H. Possible Effects of Stress on Steel Weld Microestructures, In: Mathematical Modelling of Weld Phenomena 2, London, Página , (1995). [2] Elcoate C. D., Dennis R. J., Bouchard P. J., Smith M. C. Three Dimensional Multi-Pass Repair Weld Simulations, International Journal of Pressure Vessels and Piping, Vol. 82, Página , Apr (2005). [3] Duranton P. et al. 3D Modelling of Multipass Welding of a 316L Stainless Steel Pipe, Journal of Materials Processing Technology, Vols , Página , Nov (2004). [4] Dai H. et al. Modelling of Residual Stress Minimization Through Martensitic Transformation in Stainless Steel Welds, In: Mathematical Modelling of Weld Phenomena 9, London, Página , (2010). [5] Francis J. A., Bhadeshia H. K. D. H. and Whiters P. J. Welding Residual Stresses in Ferritic Power Plant Steels, Materials Science and Technology, Vol. 23, Página , (2007). [6] Dai H. et al. Characterizing Phase Transformations and Their Effects on Ferritic Weld Residual Stresses with X-Rays and Neutrons, Metallurgical and Materials Transactions A. Vol. 39, Página , Dec (2008) [7] Dai H. Francis J. A., Withers P. J. Prediction of Residual Stress Distributions for Single Weld Beads Deposited on to SA508 Steel Including Phase Transformation Effects, Materials Science and Technology, London, Vol. 26, Páginas , (2010). [8] Dai. H. Modelling Residual Stress and Phase Transformations in Steel Welds, In: Neutron Diffraction, Croatia, Página 49-76, Mar (2012). [9] Börjesson L. Lindgren L.-E. Similution of Multipass Welding with Simultaneous Computation of Material Properties, Journal de Engineering Materials and Technology. Vol. 123, Página , Jan (2001). [10] Bhadeshia H. K. D. H. Diffusional Formation of Ferrite in Iron and its Alloys, Progress in Materials Science, Vol. 29, Páginas , (1985).

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