EFEITO DA COMPOSIÇÃO DO GÁS DE PROTEÇÃO SOBRE A MICROESTRUTURA DA ZONA FUNDIDA DO AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX SAF 2205

7º CONGRESSO BRASILEIRO DE ENGENHARIA DE FABRICAÇÃO 7 th BRAZILIAN CONGRESS ON MANUFACTURING ENGINEERING 20 a 24 de maio de 2013 Penedo, Itatiaia RJ - Brasil May 20 th to 24 th, 2013 Penedo, Itatiaia RJ Brazil EFEITO DA COMPOSIÇÃO DO GÁS DE PROTEÇÃO SOBRE A MICROESTRUTURA DA ZONA FUNDIDA DO AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX SAF 2205 Alan Fábio Viller, alanviller_88@hotmail.com 1 Bruno Henrique Dias Guimaraes, bruno_hdg@hotmail.com 2 Carla Jacob Santana, krlajacob@hotmail.com 1 Carlos Roberto Xavier, carlos.xavier@foa.org.br 1 Célio de Jesus Marcelo, celiomarcelo@ig.com.br 2 Ever Grisol de Melo, ever_egm@hotmail.com 1,2 Felipe Ribeiro da Silva, ribeirobr@globo.com 1,2 José Adilson de Castro, adilson@metal.eeimvr.uff.br 2 1 Centro Universitário de Volta Redonda UniFOA, Av. Paulo E. A. Abrantes, 1325 Volta Redonda - RJ 27240-560 2 Universidade Federal Fluminense UFF, Av. dos Trabalhadores, Volta Redonda RJ - 27255-125. Resumo: Os Aços Inoxidáveis Duplex (AIDs) são conhecidos por possuírem excelentes resistência mecânica e resistência à corrosão por pites e sob tensão em meios contendo cloretos, sendo amplamente empregados em ambientes marinhos e nas industrias químicas e petroquímicas. Estas propriedades são adquiridas através do adequado balanço entre a proporção de ferrita e austenita presente na microestrutura dos AIDs, a qual se situa em torno de 50% para cada uma destas fases. Entretanto, durante a soldagem, os AIDs podem apresentar um significativo desbalanceamento entre a proporção das fases ferrita e austenita na Zona Fundida (ZF) devido, principalmente, à dificuldade de formação da austenita em função das elevadas taxas de resfriamento envolvidas naquela região, levando à degradação das propriedades mencionadas. Além do adequado balanço entre as fases ferrita e austenita, é igualmente importante garantir que não haja precipitação de compostos intermetálicos deletérios para as propriedades citadas, como a fase sigma, na Zona Afetada pelo Calor (ZAC) dos AIDs. Neste trabalho, o aço inoxidável duplex SAF 2205 (AID 2205) foi submetido à deposição de um cordão de solda através do processo GMAW-P (Pulsed Gás Metal Arc Welding) utilizando diferentes aportes térmicos de soldagem e duas diferentes misturas gasosas como gás de proteção. Uma das misturas gasosas em cuja composição o nitrogênio estava presente exibiu, comparativamente, uma maior formação de austenita na ZF em todos os aportes térmicos utilizados, constatando o efeito gamagênico deste elemento e a possibilidade de um melhor controle da microestrutura resultante na ZF dos AIDs. Em complemento, a ZAC do AID 2205 foi também analisada utilizando as técnicas de difração de Raios-X e de Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) com o objetivo de detectar a possível precipitação da fase sigma, não sendo constatada, entretanto, a presença deste composto intermetálico naquela região da solda. Palavras-chave: Aço Inoxidável Duplex 2205, Soldagem, Gás de Proteção, Microestrutura, Zona Fundida. 1. INTRODUÇÃO Os aços inoxidáveis duplex (AID s) são materiais baseados no sistema Fe-Cr-Ni. Sua composição química e o processamento termomecânico conferem-lhes uma microestrutura bifásica com proporções aproximadamente iguais de ferrita e austenita. Tipicamente, contém cerca de 20 a 30% de cromo, 5,0 a 10% de níquel e 1,5 a 5,0% de molibdênio, com teores muito baixos de carbono (geralmente menor que 0,03%) e podem ter adições de nitrogênio, cobre e tungstênio [1]. A adição de nitrogênio como elemento de liga tem a função de estabilizar a austenita, bem como melhorar a resistência à corrosão por pites. Elementos de liga como molibdênio, tungstênio e cobre, também são adicionados para melhorar a resistência à corrosão. Já o baixo teor de carbono (geralmente abaixo de 0,03%) proporciona ao AID alta resistência à corrosão intergranular [2]. Os AID s apresentam várias vantagens sobre os aços inoxidáveis austeníticos e ferríticos. Sua resistência mecânica é aproximadamente o dobro da dos aços austeníticos, combinada a uma boa tenacidade. Apresentam uma elevada resistência ao trincamento por corrosão sob tensão e à corrosão localizada em meios contendo cloretos. A soldabilidade

7º CONGRESSO BRASILEIRO DE ENGENHARIA DE FABRICAÇÃO 7 th BRAZILIAN CONGRESS ON MANUFACTURING ENGINEERING 20 a 24 de maio de 2013 Penedo, Itatiaia RJ - Brasil May 20 th to 24 th, 2013 Penedo, Itatiaia RJ Brazil é superior à dos aços inoxidáveis ferríticos [3] e são mais baratos que os austeníticos, por terem menor teor de níquel [2]. Uma grande parcela das aplicações dos AID s está em equipamentos para a indústria de base, cuja fabricação envolve operações de soldagem. Se esta não for executada com os devidos cuidados, as vantagens dos AID s sobre os aços inoxidáveis convencionais podem ser minimizadas. Portanto, uma grande importância tem sido dada a este tema pela comunidade científica e pelos produtores destes aços. Os AIDs modernos têm sido desenvolvidos pensando-se na sua soldabilidade [4]. O balanço de austenita/ferrita presentes nos AID é de capital importância para garantir suas propriedades químicas e mecânicas. Em operações de soldagem, ao contrário do Metal de Base (MB), a Zona Fundida (ZF) pode apresentar uma microestrutura com quantidade desbalanceada entre as fases austenita e ferrita como conseqüência do seu processo de solidificação [5]. Para que as características positivas dos AID s sejam mantidas, o balanço das fases (ferrita/austenita) é assegurado através de um controle eficaz dos parâmetros de soldagem, aqui traduzidos pelo aporte térmico e pelo gás de proteção. Durante o processo de soldagem cada ponto da junta soldada experimenta um ciclo térmico diferente, permanecendo em intervalos de temperatura nos quais podem precipitar fases indesejáveis nos AIDs, prejudicando as suas propriedades. Essas fases podem ser fases intermetálicas como a sigma, nitretos de cromo ou carbonetos. Em geral são fases ricas em cromo e molibdênio que criam ao seu redor uma zona empobrecida nesses elementos, afetando a resistência à corrosão e as propriedades mecânicas dessas ligas [4]. Das fases precipitadas, a fase sigma é a mais importante devido a sua maior fração volumétrica observada na soldagem e a sua influência nas propriedades mecânicas e de resistência à corrosão. Apresenta estrutura tetragonal e é basicamente composta por Fe, Cr e Mo. É caracterizada por elevados níveis de dureza (900 a 1000 HV) e fragilidade a temperatura ambiente[6]. A presença desta fase pode aumentar a velocidade de corrosão de um AID em até oito vezes [7]. As velocidades de resfriamento registradas durante a soldagem podem ser tais, que a fração de ferrita na ZF pode ser bastante elevada. Os AID s se solidificam com uma microestrutura 100 % ferrítica e a austenita somente surge por difusão no resfriamento abaixo de 1250-1300 ºC; uma velocidade de resfriamento muito rápida conduz a uma microestrutura preponderantemente ferrítica, contendo nitretos de cromo (Cr 2 N) dispersos nesta fase. Por outro lado, um resfriamento muito lento pode promover a formação das fases intermetálicas já citadas, que atuam em detrimento da resistência mecânica e à corrosão. Ambas as formas de desbalanço microestrutural devem ser evitadas na soldagem dos aços duplex. Para que não precipite um teor excessivamente elevado de ferrita as medidas usuais são: a utilização de metal de adição mais rico em níquel (Ni), utilização de gás de proteção argônio (Ar) com adição de 1 a 3% de nitrogênio (N 2 ) e controle do aporte térmico para que não seja muito baixo. Para se evitar a precipitação de fases deletérias, a principal medida é o controle do aporte térmico, evitando que seja excessivamente alto. Neste sentido, recomenda-se um aporte térmico entre 0,5 kj/mm e 2,5 kj/mm para a soldagem de aços duplex [8]. Na soldagem por arco elétrico com gás de proteção (sigla em inglês GMAW - Gas Metal Arc Welding), todo o processo ocorre mediante o suprimento de gás ou mistura de gases de proteção, através da tocha de soldagem, protegendo a região da solda quanto à contaminação com elementos presentes na atmosfera [2]. O gás básico usado com os processos que precisam de proteção gasosa é o argônio. Para melhorar as condições da solda, este gás pode ser misturado com outros gases como He, N 2 ou CO 2. A adição de 1-10% em volume de N 2 ao gás tem como fim aumentar o teor de nitrogênio na ZF e manter seu teor original na Zona Afetada pelo Calor (ZAC). Lacerda [2] constatou que a adição de nitrogênio ao argônio como gás de proteção da solda promove resultados de resistência ao impacto na ZF aproximadamente o dobro daqueles sem a presença de nitrogênio. Como o nitrogênio é um elemento de liga gamagênico, o seu aumento acarreta em uma fração volumétrica maior de austenita na ZF [9]. De acordo com Kim [10] as soldas em AID s, obtidas com a adição de N 2 no gás de proteção, mesmo em ambientes com alta concentração de cloretos, tem a sua resistência a corrosão por pite aumentada. Além de todas essas vantagens, o nitrogênio ainda aumenta o potencial de ionização da mistura gasosa, estabilizando o arco elétrico. 2. MATERIAIS E MÉTODOS As soldas foram realizadas sobre chapas laminadas de aço inoxidável duplex 2205 fornecidas pela empresa Aperam South America com espessura de 9,5 mm. Os corpos-de-prova para soldagem tinham 60 mm de largura por 220 mm de comprimento, sendo utilizado o processo de soldagem GMAW-P (mecanizado) em simples deposição e sem a utilização de chanfro. Como metal de adição foi empregado o consumível OK Autrod 2209 com 1,0 mm de diâmetro fornecido pela ESAB e especificação AWS A5.9 ER 2209. As composições químicas do metal base e do metal de adição utilizados podem ser encontradas na Tab. (1). Os aportes térmicos de soldagem foram calculados através da Eq.

(1) utilizando os dados de corrente e tensão de soldagem adquiridos durante o procedimento por uma unidade de aquisição de dados e armazenados em um computador dedicado. n Vi I i1 n i v (1) onde, - V, I e ν representam a tensão, a corrente e a velocidade de soldagem, respectivamente; - η é o fator de rendimento térmico do arco (=0,8); - n o número de dados adquiridos. Tabela 1. Composição química do AID 2205 e do metal de adição (MA) (% em peso) C Mn Si P S Cr Ni Mo Cu N AID 0.023 1.85 0.32 0.03 0.001 22.5 5.30 2.9 0.03 0.166 MA 0.01 1.6 0.6 0.01 0.01 23.0 9.0 3-0.1 Foram utilizadas duas misturas gasosas para soldagem do AID 2205. As composições químicas das misturas gasosas que foram fornecidos pela empresa White Martins podem ser encontradas na Tab. (2). Para todos os casos foi utilizada a vazão de 15 l/min durante a soldagem. Tabela 2. Composição das misturas gasosas. Mistura Gasosa Composição A 98% Ar 2% O 2 B * 95% Ar 3% CO 2 2% N 2 *Composição química e aplicação patenteadas pela White Martins /Praxair. Dez corpos-de-prova com 9,5 mm de espessura foram submetidos a cinco aportes térmicos diferentes, sendo que cinco destes foram soldados utilizando a mistura gasosa A e os demais a mistura gasosa B (Tab. (3)). CP Tabela 3. Parâmetros de soldagem. Mistura Gasosa Espessura (mm) Aporte Térmico (kj/mm) 1 A 9,5 0,66 2 A 9,5 1,23 3 A 9,5 1,64 4 A 9,5 1,93 5 A 9,5 2,53 6 B 9,5 0,66 7 B 9,5 1,23 8 B 9,5 1,64 9 B 9,5 1,93 10 B 9,5 2,53 Pode ser visto na Fig. (1) o detalhe do cordão de solda depositado sobre o AID 2205 através do processo GMAW-P mecanizado.

2.1. Caracterização microestrutural 2.1.1. Metalografia óptica Figura 1. Detalhe do cordão de solda sobre o AID 2205. Após lixamento e polimento as amostras foram atacadas com a solução BEHARA II. Os componentes desta solução são: água (H 2 O), ácido clorídrico (HCl) e metabissulfito de potásio (K 2 S 2 O 5 ). A fração volumétrica das fases foi determinada com o auxílio do software de análise de imagens Image-Pro Plus. 2.1.2. Difração de Raios X Foi realizado o ensaio de difração de Raios X em todas as amostras soldadas com a finalidade de verificar se houve precipitação da fase sigma. Os corpos de prova para a difração de Raios X foram preparados com a mesma seqüência de lixas usadas na preparação para análise metalográfica, porém sem polimento e sem ataque. O equipamento utilizado foi o Difratômetro Shimadzu XRD-6000. 2.1.3. Microscopia Eletrônica de Varredura Os Corpos de Prova soldados foram analisados no Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV). Essa análise foi feita para complementar os resultados da microscopia ótica e da difração de Raios X para avaliação da formação da fase sigma. O equipamento utilizado foi o Microscópio Eletrônico de Varredura Zeiss modelo EVO MA-10A, operando a uma tensão de 25 kv. Foram utilizadas imagens geradas por elétrons secundários e elétrons retroespalhados. 3. RESULTADOS E DISCUSSÃO 3.1. Caracterização microestrutural Pode ser vista na Fig. (2) a microestrutura do material como recebido consistindo em grãos lamelares de ferrita (fase escura) e austenita (fase clara) dispostos alternadamente. As frações de ferrita e de austenita foram 45% e 55% respectivamente, não sendo constatada, ainda, a presença da fase sigma na microestrutura como recebida.

Figura 2. Microestrutura do metal base: ferrita (escura) e austenita (clara). 3.2. Efeito da mistura gasosa sobre a microestrutura da ZF Ao se realizar a comparação entre os dois gases utilizando um mesmo aporte térmico e tomando como referência uma mesma região da ZF para análise, verificou-se que a mistura gasosa B (Ar-CO 2 -N 2 ) propiciou uma maior formação de austenita do que a mistura A (Ar-O 2 ) (Fig. (3)). Isto pode ser explicado pelo fato do nitrogênio ser um elemento estabilizador da austenita, acarretando em uma maior fração volumétrica desta fase na ZF [9]. As microestruturas representativas correspondentes a estes resultados podem ser vistas nas Figs. (4) a (8). É importante salientar que elevados aportes térmicos, associados ainda à presença de nitrogênio na mistura gasosa, podem conduzir a uma elevada fração de austenita resultante na ZF, o que deve ser igualmente evitado. Aportes térmicos elevados propiciam taxas de resfriamento mais lentas favorecendo, portanto, a formação de austenita [11], efeito este que também é promovido pelo nitrogênio, conforme previamente mencionado. Figura 3. Fração de austenita representativa na ZF ao se comparar as misturas gasosas A e B em diferentes aportes térmicos.

(a) (b) Figura 4. Microestrutura representativa da ZF (0,66 kj/mm). (a) mistura gasosa A (b) mistura gasosa B. (a) (b) Figura 5. Microestrutura representativa da ZF (1,23 kj/mm). (a) mistura gasosa A. (b) mistura gasosa B. (a) (b) Figura 6. Microestrutura representativa da ZF (1,64 kj/mm). (a) mistura gasosa A. (b) mistura gasosa B.

(a) (b) Figura 7. Microestrutura representativa da ZF (1,93 kj/mm). (a) mistura gasosa A. (b) mistura gasosa B. (a) (b) Figura 8. Microestrutura representativa da ZF (2,53 kj/mm). (a) mistura gasosa A. (b) mistura gasosa B. Em complemento, foram utilizadas as técnicas de difração de Raios-X e de Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) para se avaliar a presença de fase sigma na ZAC do AID estudado, não sendo constatada a presença deste composto intermetálico em todas as condições de soldagem utilizadas. Desta forma e devido à semelhança dos resultados encontrados em todas as análises que foram conduzidas, as Figs. (9) e (10) podem ser consideradas como representativas destas avaliações.

Figura 9. Difração de Raios-X representativa da ZAC. Figura 10. Microscopia Eletrônica de Varredura representativa da ZAC. 4. CONCLUSÃO - A mistura gasosa utilizada durante a soldagem teve um destacado efeito sobre a microestrutura da zona fundida do aço inoxidável duplex, sendo que a mistura cujo nitrogênio estava presente em sua composição propiciou, comparativamente, uma maior formação de austenita em todas as condições de soldagem avaliadas neste trabalho.. - A combinação de elevado aporte térmico e a presença de nitrogênio na composição da mistura gasosa pode conduzir a um pronunciado desbalanceamento na relação austenita/ferrita na zona fundida e deve, portanto, ser criteriosamente avaliada antes de se efetuar a soldagem do aço inoxidável duplex a fim de se garantir as propriedades requeridas para a aplicação deste material. - As taxas de resfriamento experimentadas pela zona afetada pelo calor do aço inoxidável duplex foram altas o suficiente para evitar a precipitação da fase sigma em todas as condições de soldagem avaliadas neste trabalho.

5. AGRADECIMENTOS Às empresas Aperam South America, ESAB e White Martins pelo fornecimento dos recursos materiais para estudo e pela presteza em fornecer as informações solicitadas sempre que requisitadas. 6. REFERÊNCIAS [1] Solomon, H.D.; Devine, T. M. A tale of two phases, In: Conference Duplex Stainles Steels 82, St. Louis-ESA, pp 693-756, Ohio, American Society of Metals, 1983. [2] Lacerda, J. C. Efeito do aporte térmico e adição de nitrogênio no gás de proteção na transição dúctil-frágil de um aço inoxidável AISI 409 soldado pelo processo GMAW. Dissertação de M. Sc., Universidade Federal de Ouro Preto/UFOP, Ouro Preto, MG, Brasil, 2007. [3] Charles, J. Structure and mechanical properties of duplex stainless steels, In: Conference Duplex Stainless Steels 94, Glasgow-Scotland, paper K1, England, 1994. [4] Londoño, A. J. R., Estudo da precipitação de nitreto de cromo e fase sigma por simulação térmica da zona afetada pelo calor na soldagem multipasse de aços inoxidáveis duplex. Dissertação de M. Sc., Escola Politécnica/USP, São Paulo, SP, Brasil, 1997. [5] Sathiya, P.; Aravindan, S.; Soundararajan R.; Noorul Haq, A. Effect of shielding gases on mechanical and metallurgical properties of duplex stainless-steel welds, J Mater Sci 44, p. 114 121, 2009. [6] Maehara, Y.; Koike, M.; Fujino, N.; Kunitake, T. Precipitation of σ fase In: 25Cr-7Ni-3Mo duplex phase stainless steel, Transactions ISIJ, v. 23, p. 240-246, 1983. [7] Brandi, S. D., Padilha, A. F. Precipitação de fase sigma em aços inoxidáveis ferríticos-austeníticos com microestrutura duplex, In: II Seminário Brasileiro INOX 90, p. 135-152, São Paulo 1990. [8] Pardal, J. M., Caracterização e avaliação da resistência à corrosão na soldagem de tubulação de aço inoxidável duplex UNS S31803 pelo processo de arco submerso. Em Conferência sobre Tecnologia de Equipamentos COTEQ, Ipojuca, PE, 2011 [9] Still, J. R. The use of duplex stainless steel in the offshore oil and gas industry part 2, Welding & Metal Fabrication, p. 331-339, Aug-Sept., 1994. [10] Kim, S. T. et al. Effects of solution heat-treatment and nitrogen in shielding gas on the resistance to pitting corrosion of hyper duplex stainless steel welds, Corrosion Science, v. 53, p. 1939-1947, 2011 [11] Muthupandi, V., et al. Effect of weld metal chemistry and heat input on the structure and properties of duplex stainless steel welds, Materials Science and Engineering A358, p. 9-/16, 2003.

EFFECT OF SHIELDING GAS ON THE MICROSTRUCTURE OF THE FUSION ZONE OF THE DUPLEX STAINLESS STEEL SAF 2205 Alan Fábio Viller, alanviller_88@hotmail.com 1 Bruno Henrique Dias Guimaraes, bruno_hdg@hotmail.com 2 Carla Jacob Santana, krlajacob@hotmail.com 1 Carlos Roberto Xavier, carlos.xavier@foa.org.br 1 Célio de Jesus Marcelo, celiomarcelo@ig.com.br 2 Ever Grisol de Melo, ever_egm@hotmail.com 1,2 Felipe Ribeiro da Silva, ribeirobr@globo.com 1,2 José Adilson de Castro, adilson@metal.eeimvr.uff.br 2 1 Centro Universitário de Volta Redonda - UniFOA 2 Universidade Federal Fluminense UFF Abstract: Duplex Stainless Steels (DSS) are known to have excellent mechanical strength and resistance to pitting corrosion and under stress in media containing chlorides, being widely used in marine environments and by the chemical and petrochemical industries. These properties are acquired through the appropriate balance between the proportion of the ferrite and austenite phases in the microstructure of DSS, which is around 50% for each one. However, during welding, the DSS may present a significant unbalance between the proportion of ferrite and austenite at the fusion zone (FZ), mainly due to the difficulty of forming austenite as consequence of the high cooling rates involved in that region, leading to degradation of the mentioned properties. Besides the suitable balance between the ferrite and austenite phases, it is equally important to avoid the precipitation of deleterious intermetallic compounds for the DSS properties, such as sigma phase, in the heat-affected zone (HAZ). In this work, the duplex stainless steel SAF 2205 (DSS 2205) was submitted to the deposition of a weld bead through the process GMAW-P (Pulsed Gas Metal Arc Welding) using different heat input and two different shielding gas. The shielding gas where nitrogen was present in its composition has presented comparatively greater austenite formation at the FZ in all evaluated welding conditions, asserting the gamagenic effect of this element and the possibility of a better control of the resultant microstructure during the welding of DSS. In addition, analysis using X-ray diffraction and scanning electron microscopy (MEV) were carried out, but no evidence of the sigma phase occurrence was noticed at the HAZ of DSS by the use of these techniques. Keywords: Duplex Stainless Steel 2205, Welding, Shielding Gas, Microstructure, Fusion Zone.