INFLUÊNCIA DO TRATAMENTO TÉRMICO NO COMPORTAMENTO MECÂNICO E NAS TENSÕES RESIDUAIS DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇOS Cr-Mo

PROGRAMA FRANCISCO EDUARDO MOURÃO SABOYA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA ESCOLA DE ENGENHARIA UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE Tese de Doutorado INFLUÊNCIA DO TRATAMENTO TÉRMICO NO COMPORTAMENTO MECÂNICO E NAS TENSÕES RESIDUAIS DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇOS Cr-Mo TATIANE DE CAMPOS CHUVAS AGOSTO DE 2015

TATIANE DE CAMPOS CHUVAS INFLUÊNCIA DO TRATAMENTO TÉRMICO NOCOMPORTAMENTO MECÂNICO E NAS TENSÕES RESIDUAIS DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇOS Cr-Mo Tese de Doutorado apresentada ao Programa Francisco Eduardo Mourão Saboya de Pós- Graduação em Engenharia Mecânica da UFF como parte dos requisitos para a obtenção do título de Doutor em Ciências em Engenharia Mecânica. Orientador(a): Maria da Penha Cindra Fonseca (PGMEC/UFF) UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE NITERÓI, 21 DE AGOSTO DE 2015

INFLUÊNCIA DO TRATAMENTO TÉRMICO NO COMPORTAMENTO MECÂNICO E NAS TENSÕES RESIDUAIS DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇOS Cr-Mo Esta dissertação é parte dos pré-requisitos para a obtenção do título de DOUTOR EM ENGENHARIA MECÂNICA Área de concentração: Mecânica dos Sólidos Aprovada em sua forma final pela Banca Examinadora formada pelos professores: Profª. Maria da Penha Cindra Fonseca (D.Sc.) Universidade Federal Fluminense (Orientadora) Prof. Sérgio Souto Maior Tavares (D.Sc.) Universidade Federal Fluminense Prof. Juan Manuel Pardal (D.Sc.) Universidade Federal Fluminense Prof. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu (D. Sc.) Universidade Federal do Ceará Prof. Pedro Manuel Calas Lopes Pacheco (D. Sc.) Centro Federal de Educação Tecnológica Celso Suckow da Fonseca

Ao Meu Pai

Agradecimentos Primeiramente a Deus, pelo dom da vida. Pela força para vencer cada etapa e por ter a oportunidade de viver/ter vivido cada momento de felicidade ao lado das pessoas que amo. Aos meus pais, Nadyr e João, por me ensinarem as primeiras e grandes bases da vida: amor, respeito e honestidade. Por estarem sempre ao meu lado, mesmo que apenas em meu coração e, acima de tudo, pelo amor, carinho e atenção em todos os dias de minha vida. Ao meu irmão Rodrigo Chuvas, por ser um grande protetor e conselheiro. Vivemos tantos momentos juntos e sei que estará sempre ao meu lado, pois sei que somos, e sempre seremos, grandes amigos. À minha professora orientadora Dr.ª Maria Cindra: mais de 6 anos de convívio, quase que diário, a quem não tenho palavras para agradecer o grande incentivo a minha vida profissional, mesmo quando praticamente todos achavam que estava errada na minha escolha. Sempre presente nas dificuldades, não importando quais fossem, profissionais ou pessoais. Por todas as oportunidades, por todo conhecimento que vem me transmitido e, acima de tudo, por todo o carinho, que só uma segunda mãe poderia passar. Ao meu marido, Diogo Barbato, que acompanha e incentiva meu desenvolvimento pessoal e profissional. Pela compreensão nas ausências e, principalmente, pelo amor que sinto cada dia ao seu lado. Ao Eng. Correia da Cruz, do ISQ Portugal, que prontamente disponibilizou os recursos necessários para a realização de boa parte desse trabalho. Ao Dr. Manuel Gomes, meu orientador de estágio ISQ, por todo o tempo e conhecimento dados durante todo o período que estive no ISQ Portugal. Aos meus amigos, em especial à minha amiga Elaine Melo. Foram muitos os momentos de felicidades, mas também passamos por grandes perdas e derrotas, que um dia me fizeram duvidar. Obrigada por não desistir de mim e por me mostrar que seria capaz. Obrigada pela

paciência com meu mau humor matinal durante os 8 meses que estivemos juntas em Portugal e por essa amizade que é tão forte e verdadeira quanto o amor de irmãs. Aos funcionários do ISQ, que me receberam de braços abertos e por sempre estarem dispostos a ajudar. Em especial, gostaria de agradecer aos grandes amigos que fiz: Inês e Adilson, que além da valiosa ajuda no desenvolvimento desse trabalho, tornaram meus dias mais alegres e me fizeram sentir parte da equipe LAMAT Unidade de Ensaios Mecânicos. Nossa amizade ficará para sempre e, quando quiserem, as portas estarão abertas. Saudades enormes. Em particular, quero agradecer a Eng. Marta Freitas, primeiramente pela competência profissional, pois sem toda sua paciência, atenção, tempo e conhecimento técnico despedido não teria conseguido realizar os ensaios de SPT. Por ir aos sábados, sem horas extras. Por me levar para casa quando já era muito tarde e não havia autocarros. Por essa amizade construída dia após dia e fortalecida na sinceridade das palavras e das ações. À equipe do LAT, em especial ao aluno Mateus Campos, pela amizade e grande ajuda dispensada durante grande parte do trabalho. Por me escutar nos momentos de desespero e desabafo. Por todos os desenhos malucos e perfeitos que pedi para fazer e, prontamente (e milagrosamente) realizou. Espero que sua carreira profissional, que está apenas começando, seja de muito sucesso e saiba que sempre poderá contar comigo para o que for preciso. Aos professores Dr. Sérgio Souto Maior Tavares e Dr. Juan Manuel Pardal, pela disponibilização do LABMETT/UFF e ajuda para realização dos ensaios metalográficos e para sanar dúvidas técnicas. Ao Eng. Guttemberg Chagas da UTC Engenharia, por possibilitar a soldagem do aço P91. Ao Eng. Pedro Garcia por acompanhar a soldagem de todas as juntas e por se responsabilizar pela integridade das mesmas, mesmos que para isso tivesse que carrega-las de ônibus.

Esta pesquisa foi financiada por uma bolsa CAPES. Esta pesquisa foi, parcialmente, financiada por uma bolsa de Doutorado Sandwich/CAPES. (Processo 8630/13-5).

RESUMO As propriedades mecânicas dos aços são influenciadas pela variação da temperatura, pois à medida que a temperatura aumenta, a resistência mecânica diminui e o fenômeno de fluência se evidencia. Assim, componentes expostos a elevados campos de temperatura e pressão, como sistemas de tubulações de vapor das indústrias petroquímicas, possuem rigorosos requisitos de resistência, principalmente à fluência, além de microestruturas estáveis e um conjunto de propriedades que evitem falhas prematuras e catastróficas. Contudo, alguns fatores metalúrgicos e mecânicos, ou a conjunção deles, podem influenciar uma propriedade em detrimento de outra. Neste contexto, sendo a soldagem um dos principais processos industriais de fabricação de estruturas e tubulações, é importante o conhecimento detalhado das propriedades mecânicas da junta soldada, o que vem estimulando o desenvolvimento de novos ensaios, capazes de extrair dados sobre as propriedades mecânicas das diferentes regiões da junta, algumas vezes em serviço, como o Small Punched Test (SPT). O objetivo do presente trabalho é a caracterização de juntas soldadas de aços de alto cromo através da avaliação das propriedades mecânicas e de resistência à fluência, bem como das tensões residuais associadas à soldagem Flux Cored e Metal Cored, processos de alta produtividade, e tratamento térmicos destes materiais sob diferentes faixas de temperatura. Os valores de resistência à tração em diferentes condições de temperatura são comparados aos obtidos por meio do Small Punched Test a fim de aprofundar o conhecimento sobre a eficiência dessa nova técnica. Os resultados mostraram que as juntas soldadas possuem boa resistência mecânica e que as tensões residuais provenientes da soldagem foram satisfatoriamente aliviadas pelo tratamento térmico, resultando em maior ductilidade das juntas. Palavras-Chave: aços Cr-Mo; Soldagem Metal Cored/Flux Cored; Small Puched Test; propriedades mecânicas; fluência; tensões residuais.

ABSTRACT The mechanical properties of steel are influenced by temperature variation, because as the temperature increases, the mechanical strength decreases and the creep phenomenon becomes evident. Thus, components exposed to high fields of temperature and pressure, such as steam piping systems of the petrochemical industry, have strict strength requirements, especially creep, also stable microstructure and a set of properties that prevents premature and catastrophic failure. However, some metallurgical and mechanical factors, or a combination of them, may influence a property over another. In this context, as welding is one of the main industrial processes of manufacturing structures and pipes, it is important the detailed knowledge of the mechanical properties of the welded joint, which are stimulating the development of new tests, able to extract data on the mechanical properties of different regions of the joint, sometimes in service, such as Small Punched Test (SPT). The objective of this study is the characterization of welded joints of high chromium steels by evaluating the mechanical properties and creep resistance as well as the residual stresses associated with Flux Cored & Metal Cored welding, high productivity processes, and thermal treatment of these materials under different temperature ranges. The tensile strength values at different temperature conditions are compared to those obtained by Small Punched Test in order to deepen the knowledge about the efficiency of this new technique. The results have showed that the welded joints have good mechanical strength and the residual stresses from welding have been satisfactorily relieved by heat treatment, resulting in enhanced ductility of joints. Keywords: Cr-Mo steel; Metal Cored / Flux Cored welding process; Small Puched Test; mechanical properties; creep; residual stresses.

SUMÁRIO Lista de Figuras... i Lista de Tabelas... vii Lista de Símbolos... viii Capítulo 1. Introdução...1 Capítulo 2. Revisão Bibliográfica 2.1. Aços Cr-Mo... 3 2.1.1.Soldagem dos aços Cr-Mo... 10 2.2. Tensões Residuais... 15 2.2.1. Tensões residuais em juntas soldadas... 19 2.2.2. Tensometria por difração de raios-x... 22 2.3. Fluência... 27 2.3.1. Ensaio de fluência... 28 2.3.2. Mecanismos de fluência... 34 2.3.3. Resistência à fluência do aço P91... 38 2.4. Small Punched Test (SPT)... 41 2.4.1. Propriedades mecânicas... 45 2.4.2. Resistência à fluência... 52 Capítulo 3. Materiais e Métodos 3.1. Materiais... 55 3.1.1. ASTM A335 Grau P91 modificado... 55 3.1.2. ASTM A335 Grau P92... 57 3.2. Soldagem das amostras... 58 3.3. Análise das tensões residuais aço P91... 60 3.4. Propriedades Mecânicas... 63 3.4.1. Ensaios de tração... 63 3.4.2. Ensaios de fluência... 65

3.5. Ensaios de Small Punched... 67 Capítulo 4. Resultados e Discussões... 71 4.1. Caracterização microestrutural... 72 4.1.1 Aço ASTM A335 P91 modificado... 72 4.1.2 Aço ASTM A335 P92... 78 4.2. Tensões residuais aço P91... 81 4.3. Propriedades mecânicas Ensaios convencionais... 89 4.3.1 Propriedades mecânicas - Aço P91... 89 4.3.2 Propriedades mecânicas - Aço P92... 99 4.4. Ensaios de fluência... 102 4.5. Ensaios de Small Punched... 114 Capítulo 5. Conclusões... 135 Capítulo 6. Sugestões para Trabalhos Futuros... 138 Referências Bibliográficas... 139

i Lista de Figuras Figura 2.1 - Limite de resistência à fluência para 10 5 horas de serviço dos materiais para altas temperaturas (Fonte: VonHenge & Bendick, 2001)... 6 Figura 2.2 - (a) Partícula da fase Z após tratamento térmico a 800 C (b) carbonitreto MX precipitado após tratamento térmico a 850 C, ambos de aço T122 (Fonte: Danielsen & Hald, 2009)... 8 Figura 2.3 - Mudanças microestruturais ao longo da ZTA de juntas soldadas de aços com baixo C (Fonte: Larsson, 2012 modificado)... 11 Figura 2.4 - Localização e orientação dos tipos de fratura na junta soldada (Fonte: Larsson, 2012 modificado)... 12 Figura 2.5 - Superposição das tensões residual e aplicada (Fonte: Lu, 2002 modificado)...16 Figura 2.6 - Superposição das TR dos tipos I, II e III (Fonte: Withers & Bhadeshia, 2001)... 17 Figura 2.7 - Interação entre tempo, temperatura, deformação e microestrutura no material (Fonte: Bhadeshia, 2002 modificado)... 18 Figura 2.8 - Distribuição das tensões residuais em juntas de topo de processo a arco convencional: (C) contração, (R) Resfriamento superficial mais intenso e (T) Transformação de fase (Fonte: Macherauch & Wohlfahrt, 1977)... 20 Figura 2.9 - Princípios da medição por raio-x (Fonte: Manual XStress 3000)... 23 Figura 2.10 - Sistema de coordenadas polares (Fonte: Cindra Fonseca, 2000)... 26 Figura 2.11 - Estado de tensão do material em função do declive da curva 2θ vs sen 2 ψ (Fonte: Cindra Fonseca, 2000)... 27 Figura 2.12 - Corpo de prova padrão de ensaio de fluência (Fonte: Hyde et al., 2010)... 28 Figura 2.13 - Curva padrão de um ensaio de fluência convencional (Fonte: Garcia et al., 2012, modificado)... 29 i

ii Figura 2.14 - Curva log σ vs log t para aços P91 (a) temperaturas de 550, 600 e 650 C e (b) dados experimentais reunidos da literatura para de temperaturas entre 500 e 700 C (Haarmann et al., 2000 e Haney et al. 2009 modificados)... 31 Figura 2.15 - Curva Monkman-Grant para o aço T91 entre as temperaturas 500 e 625 C (Haneyet al., 2009 modificado)... 34 Figura 2.16 - Modelos que explicam o processo de escalagem como controlador da deformação por fluência (Fonte: Miranda et al., 1983)... 35 Figura 2.17 - Mapa de deformação de Ahshy para tungstênio (Fonte: Meyers & Chawla, 1998, modificado)... 37 Figura 2.18 - Curvas tempo vs tensão para aços T/P1 sob diferentes temperaturas (Haney et al., 2009 modificado)... 39 Figura 2.19 - Comparação dos valores de tempo de ruptura de juntas soldadas com o metal de base para diferentes temperaturas (Haarmann et al., 2000 modificado)... 40 Figura 2.20 - (a) Esquema para o ensaio em miniatura; (b) curva típica obtida no ensaio de MDBT com diferentes temperaturas e diâmetro do punção (Fonte: Manahan et al., 1981, modificado)... 42 Figura 2.21 - Curvas deslocamento vs carga para diferentes temperaturas (Fonte: Baik et al., 1983, modificado)... 43 Figura 2.22 - Dimensões (em mm) padrão das amostras para ensaio de SPT (Fonte: Hyde & Sun, 2011 modificado)... 45 Figura 2.23 - Esquema simplificado do equipamento para ensaio de SPT (Fonte: Hyde & Sun, 2010 modificado)... 46 Figura 2.24 - Curva obtida através do ensaio de SPT para um material dúctil em temperatura ambiente (Fonte: García et al., 2014)... 47 Figura 2.25 - Diferentes propostas para a determinação de P y (Fonte: García et al., 2014 modificado)... 49 Figura 2.26 - Obtenção de α 1 através da relação entre P y t 2 e P y através do método de Mao (Fonte: García et al., 2014, modificado)... 51 ii

iii Figura 2.27 - Curvas de fluência para diferentes regiões de junta soldadas de aço P91 obtidas através de SPT (Fonte: Hyde & Sun, 2009)... 53 Figura 3.1 - Junta tubular soldada: (a) detalhamento da junta (mm); (b) sequência de passes... 58 Figura 3.2 - Detalhamento do chanfro para as juntas de aço P92 (unidades em mm)... 59 Figura 3.3 - Analisador de tensões XStress3000... 62 Figura 3.4 - Representação esquemática da meia-cana soldada mostrando a localização (pontos vermelhos e ângulos) das medidas de TR (a) no acabamento; (b) na raiz... 63 Figura 3.5 - Detalhamento dos cp s de tração (unidades em mm)... 64 Figura 3.6 - (a) Máquina de tração utilizada nos ensaios convencionais de tração; (b) detalhe do posicionamento do cp nos ensaios de tração em altas temperaturas... 65 Figura 3.7 - Corpo de prova de fluência (unidades em mm)... 66 Figura 3.8 - (a) Máquina de fluência utilizada nos ensaios convencionais; (b) detalhe do posicionamento do cp... 67 Figura 3.9 - Desenho esquemático do corte para a obtenção dos cp s de SPT... 68 Figura 3.10 - (a) Máquina de tração com sistema de SPT acoplado; (b) detalhe do sistema de SPT... 69 Figura 4.1 - Macrografia esquemática da junta soldada de aço P91 (unidades em mm)... 72 Figura 4.2 - Perfil microestrutural da raiz da junta pós soldagem... 73 Figura 4.3 - Microscopia do metal de base do aço P91... 74 Figura 4.4 - Metal de solda (a) como soldado; (b) após o TTPS... 75 Figura 4.5 - ZTA de grãos grosseiros: (a) como soldado; (b) após o TTPS... 75 Figura 4.6 - ZTA de grãos finos: (a) como soldado; (b) após o TTPS... 76 Figura 4.7 - Perfis de microdureza Vickers para as juntas soldadas de aço P91 (a) no acabamento, (b) na camada intermediária e (c) na raiz... 77 iii

iv Figura 4.8 - Macrografia esquemática da junta soldada de aço P92... 79 Figura 4.9 - Microscopia do metal de base (aumento de 500x)... 79 Figura 4.10 - (a) Metal de solda (a) e (b) ZTA (aumento de 500x)... 80 Figura 4.11 - Perfis de microdureza Vickers para as juntas soldadas de aço P92 (a) no acabamento e (b) na raiz... 81 Figura 4.12 - Influência do processo de corte nas tensões residuais transversais ao cordão de solda na superfície das juntas (a) amostra 1A e (b) amostra 1B... 82 Figura 4.13 - Perfil das tensões residuais transversais ao cordão de solda no acabamento das juntas: (a) amostra 1; (b) amostra 2... 83 Figura 4.14 - Perfil das tensões residuais transversais ao cordão de solda na raiz das juntas: após soldagem (a) amostra 1A; (b) amostra 1B; (c) amostra 2A; (d) amostra 2B... 86 Figura 4.15 - Perfil das tensões residuais transversais ao cordão de solda na raiz das juntas: após TTPS... 88 Figura 4.16 - Taxa de aquecimento dos cp s para ensaio de tração... 91 Figura 4.17 - Curvas tensão-deformação do metal de base do aço P91 para diferentes temperaturas... 92 Figura 4.18 - Tensão limite de escoamento aço P91... 93 Figura 4.19 - Macroscopia da região de fratura do cp sem TTPS a 600ºC... 94 Figura 4.20 - Tensão limite de resistência aço P91... 94 Figura 4.21 - Aço P91: (a) alongamento e (b) redução de área... 95 Figura 4.22 - Imagens de MEV da fratura de cp de tração em temperatura ambiente na condição pós soldagem com diferentes aumentos (a) 35x; (b) 500x e (c) 1000x, na região dúctil... 97 Figura 4.23 - Imagens de MEV da fratura de cp de tração em temperatura ambiente na condição após TTPS com diferentes aumentos (a) 35x; (b) 500x e (c) 1000x... 98 iv

v Figura 4.24 - Aço P92: (a) tensão limite de escoamento e (b) tensão limite de resistência... 100 Figura 4.25 - Aço P92: (a) alongamento e (b) redução de área... 101 Figura 4.26 - Curvas de fluência à temperatura de 550 C: (a) pós soldagem e (b) com TTPS... 103 Figura 4.27 - Curvas de fluência à temperatura de 600 C: (a) pós soldagem e (b) com TTPS... 105 Figura 4.28 - Comparativo do tempo de ruptura por fluência das juntas soldadas com dados do metal de base da literatura apresentado por Haney et al. (2009): (a) 550 C e (b) 600 C... 107 Figura 4.29 - Curvas de fluência a 550 C: (a), (b) e (c) condição como soldado; (d), (e) e (f) após TTPS... 109 Figura 4.30 - Curvas de fluência a 600 C: (a), (b) e (c) condição como soldado; (d), (e) e (f) após TTPS... 110 Figura 4.31 - Curvas Monkman-Grant para as juntas soldadas nas condições pós soldagem e após TTPS... 112 Figura 4.32 - Comparativo da relação de Monkman-Grant entre as juntas soldadas após TTPS e a curva para o material de base apresentada por Haney et al. (2009)... 113 Figura 4.33 - Curvas de SPT para o metal de base do aço P91... 115 Figura 4.34 - Curvas de SPT para o metal de base do aço P92... 116 Figura 4.35 - Detalhamento da região elástica das curvas de SPT para o metal de base (a) aço P91 e (b) aço P92... 117 Figura 4.36 - Determinação da carga para obtenção do limite de escoamento do material segundo o método de Mao e CEN... 118 Figura 4.37 - Determinação da carga para obtenção do limite de escoamento do material segundo o método de desenvolvido por García et al. (2014) - t/10... 119 v

vi Figura 4.38 - Curva P y t 2 vs tensão limite de escoamento para a obtenção de α 1 através do método de Mao... 121 Figura 4.39 - Curva P y t 2 vs tensão limite de escoamento para a obtenção de α 1 através do método de CEN... 121 Figura 4.40 - Curva P y t 2 vs tensão limite de escoamento para a obtenção de α 1 através do método de t/10... 122 Figura 4.41 - Curva P máx t 2 vs tensão limite de resistência para a obtenção de β 1 e β 2... 124 Figura 4.42 - Curvas de SPT para a região do MS do aço P91 (a) como soldado e (b) após TTPS... 125 Figura 4.43 - Curvas de SPT para a região do MS do aço P92... 126 Figura 4.44 - Curvas de SPT para a região da ZTA após TTPS do aço P91 (a) ZTA-GG e (b) ZTA-GF... 127 Figura 4.45 - Curvas de SPT para a região da ZTA do aço P92 (a) ZTA-GG e (b) ZTA-GF... 128 Figura 4.46 - MEV das fraturas dos cp s de SPT após tratamento térmico, mostrando à esquerda o cp fraturado e à direita a região da fratura: (a) MB e (b) MS... 130 Figura 4.47 - MEV das fraturas dos cp s de SPT após tratamento térmico, mostrando à esquerda o cp fraturado e à direita a região da fratura: (a) ZTA-GG e (b) ZTA-GF... 131 Figura 4.48 - Influência dos parâmetros de ensaio nas curvas de SPT (a) espessura do cp e (b) velocidade de deslocamento do punção (temperatura ambiente)... 132 Figura 4.49 - Teste de fluência no metal de solda do aço P91 com SPT... 134 vi

vii Lista de Tabelas Tabela 3.1 - Composição química do aço ASTM A335 P91 (% de peso)... 56 Tabela 3.2 - Composição química do eletrodo de raiz E90C-B9 (% de peso)... 56 Tabela 3.3 - Composição química do eletrodo de enchimento E91T1-B9 (% de peso)... 56 Tabela 3.4 - Propriedades mecânicas dos materiais... 57 Tabela 3.5 - Composição química do aço P92 (% de peso)... 57 Tabela 3.6 - Propriedades mecânicas do material ASTM A335 P92... 57 Tabela 3.7 - Descrição das etapas de obtenção das amostras soldadas de aço P91 e medição das TR... 61 Tabela 3.8 - Parâmetros para medição das tensões residuais... 62 Tabela 3.9 - Parâmetros usados nos ensaios de fluência... 66 Tabela 4.1 - Propriedades mecânicas do metal de base do aço P91... 90 Tabela 4.2 - Propriedades mecânicas do metal de base do aço P92... 99 Tabela 4.3 - Valores de taxa mínima de deformação e tempo de ruptura dos ensaios de fluência... 111 Tabela 4.4 - Estimativa do tempo de ruptura para os ensaios interrompidos... 113 Tabela 4.5 - Cargas para determinação do limite de escoamento obtidas através dos ensaios de SPT para os metais de base... 120 Tabela 4.6 - Valores da constante α 1 obtidos para a determinação do limite de escoamento dos materiais... 122 Tabela 4.7 - Valores de limite de escoamento obtidos no ensaio de SPT aço P91... 128 Tabela 4.8 - Valores de limite de resistência obtidos no ensaio de SPT aço P91... 129 Tabela 4.9 - Valores de limite de escoamento obtidos no ensaio de SPT aço P92... 132 Tabela 4.10 - Valores de limite de resistência obtidos no ensaio de SPT aço P92... 132 vii

viii Lista de Símbolos A F d E Área Força Distância interplanar Deformação Tensão Módulo de elasticidade Ângulo de difração Coeficiente de atrito Comprimento de onda SMAW Shielded Metal Arc Welding GTAW Gas Tungsten Arc Welding GMAW Gas Metal Arc Welding M i M f Temperatura de início da transformação martensítica Temperatura de término da transformação martensítica viii

Capítulo 1 Introdução Os componentes expostos a elevados campos de temperaturas, tais como os sistemas de tubulações de vapor das indústrias petroquímicas, possuem rigorosos requisitos de resistência à fluência e à fadiga em altas temperaturas, além de microestruturas estáveis e um conjunto de propriedades que evitem falhas prematuras e catastróficas. Sendo a soldagem um dos principais processos industriais de fabricação de estruturas e tubulações, o conhecimento das tensões residuais provenientes desse processo é de fundamental importância, pois a resistência mecânica dos componentes soldados não é apenas determinada pelas microestruturas presentes na junta, mas também pelas tensões residuais introduzidas pelo ciclo térmico heterogêneo durante o processo. A compreensão da distribuição, natureza e magnitude das tensões residuais pode ser obtida a partir de medições experimentais e estudos teóricos, que no âmbito de uma 1

abordagem conjunta de diferentes técnicas de caracterização e análises das propriedades, possibilita o sucesso do projeto e da operação de uma instalação industrial. A variação da temperatura em componentes carregados influencia a resistência do material, pois à medida que a temperatura aumenta, a resistência mecânica diminui e o fenômeno de fluência fica mais evidente. Entretanto, alguns fatores metalúrgicos e mecânicos, ou a conjunção deles, podem influenciar uma propriedade em detrimento de outra. Neste contexto, é importante o conhecimento das propriedades mecânicas da junta soldada, o que vem estimulando o desenvolvimento de novos ensaios, capazes de extrair as propriedades mecânicas de regiões diferenciadas da junta, como o ensaio denominado Small Punched Test SPT. Contudo, ainda é necessário detalhar a influência dos parâmetros de ensaio nos valores de resistência obtidos e correlacioná-los, de maneira eficaz, aos ensaios convencionais utilizados. O objetivo do trabalho é a caracterização de juntas soldadas de aços de alto cromo - ASTM P91 e P92, pelos processos Flux Cored e Metal Cored, que são de alta produtividade, através da avaliação das propriedades mecânicas em altas temperaturas e resistência à fluência, bem como das tensões residuais associadas à soldagem e tratamentos térmicos destes materiais. Os resultados das propriedades mecânicas, obtidos por meio dos ensaios convencionais, são correlacionados com os obtidos por meio do ensaio em miniatura Small Punch, a fim de aprofundar o conhecimento sobre a eficiência dessa nova técnica, o que constitui, juntamente com os processos de soldagem empregados, o aspecto de originalidade deste estudo. 2

Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 2.1. Aços Cr-Mo As necessidades das usinas de energia e centrais de abastecimento da indústria petroquímica têm impulsionado pesquisas para desenvolvimento de novos aços, com requisitos de resistência em elevadas temperaturas, a fim de aumentar a eficiência térmica das mesmas e, assim, minimizar os impactos ambientais causados, principalmente, pela emissão de CO2 na atmosfera (Narasimhachary & Saxena, 2013). Dentre esses novos materiais, os de baixo carbono, contendo elementos formadores de carbonetos, tais como Cr, Mo e V, vêm sendo empregados em estruturas onde a fadiga e a fluência, fenômeno pelo qual os materiais se deformam quando sujeitos a elevadas tensões combinadas com elevadas temperaturas, são as principais causas de falhas. 3

Historicamente, a adição de molibdênio nos aços levou ao acréscimo de resistência à fluência dos mesmos, por este ser um elemento endurecedor por solução sólida. Entretanto, a perda de ductilidade com o aumento do teor deste elemento e a limitação do uso em temperaturas elevadas, devido à decomposição dos carbonetos de ferro para temperaturas superiores a 500 C, estimularam o desenvolvimento dos aços ligados ao cromo e molibdênio (Cr-Mo). A inserção de cromo às ligas permitiu a utilização em temperaturas acima dos 500ºC, por possibilitar a formação de carbonetos mais estáveis, além de conferir um aumento da resistência à oxidação e corrosão (Von Henge & Bendick, 2001; Danielsen & Hald, 2009). Os aços ligados ao Cr-Mo começaram a ser utilizados na década de 20 nas indústrias de geração de energia, químicas e petroquímicas. Por volta de 1940, os aços ferríticos 2,25Cr-1Mo (ASTM P22) e X11CrMo9-1 (ASTM P9) foram introduzidos em aplicações nas usinas, permitindo operação em temperaturas superiores (até 538ºC) e, assim, obtendo uma maior eficiência energética (Oliveira, 2010; Von Henge & Bendick, 2001). Posteriormente, os aços 7CrMoVTiB10-10 (ASTM T/P24) e T/P23, com microestruturas semelhantes ao T/P22, mas com propriedades mecânicas superiores começaram a ser aplicados em componentes sob pressão, devido à adição de outros elementos de liga como o titânio, vanádio e boro (Danielsen & Hald2009; Bendick et al., 2007). No final da década de 70, foram desenvolvidos nos EUA aços com teores de cromo acima de 9% e de microestrutura ferrítica/martensítica, como o aço ASTM Grau 91 (X10CrMoVNb9-1, conforme a norma EN 10216-2). Esses aços são resultado da modificação da composição química do aço convencional, Grau 9, através de pequenas adições de nióbio e vanádio, que melhoraram a resistência à fluência dos mesmos (Arivazhagan et al., 2009). Assim, em virtude de suas excelentes propriedades mecânicas 4

em temperaturas elevadas, aliadas à boa trabalhabilidade e soldabilidade, esses aços foram adotados para aplicações em novas usinas de energia (Vaillant et al., 2008). Paralelamente, pesquisas realizadas no Japão convergiram para a produção de novas classes de aços ao cromo, tais como o T/P911 (X11CrMoWVNb9-1-1) e o NF616, designado como Grau 92 na especificação ASTM, com melhores propriedades mecânicas em altas temperaturas. Por apresentarem aumento na resistência à deformação, a aplicação destes aços possibilitou uma redução considerável na espessura das paredes dos tubos e, consequentemente, melhorando sua resistência à fadiga térmica, sendo empregados em zonas de maior temperatura, como em superaquecedores (Vaillant et al., 2008; Falat et al., 2009). Na Europa, estudos levaram ao desenvolvimento do aço E911 (9Cr, 1Mo, 1W) de características semelhantes ao P92. Na Figura 2.1 está representada a evolução do limite de resistência à fluência de alguns materiais utilizados em plantas de energia com relação às temperaturas de 500 e 550ºC. 5

Figura 2.1 - Limite de resistência à fluência para 10 5 horas de serviço dos materiais para altas temperaturas (Fonte: VonHenge & Bendick, 2001). A seleção dos aços de alto Cr para plantas de energia, segundo Kannan et al. (2013), é baseada principalmente em uma boa combinação de propriedades mecânicas, alta condutividade térmica, baixo coeficiente de expansão térmica e boa resistência à fratura por corrosão em sistemas contendo vapor de água, em comparação com os aços inoxidáveis austeníticos, além de apresentarem boa soldabilidade e estabilidade microestrutural no decorrer de longos períodos de exposição a altas temperaturas. Em decorrência da aplicação em condições de temperatura elevada, os aços podem sofrer deformação por fluência, principalmente através dos mecanismos de difusão e movimentação de discordâncias. Dessa maneira, a adição de elementos de liga formadores de carbonetos é de grande importância tendo em vista que os mesmos travam 6

o processo de fluência, pois dificultam o movimento dos contornos de grão e, por consequência, a deformação - endurecimento por precipitação (na matriz e nos contornos de grão). O molibdênio é mais aplicado que os demais elementos (Ti, V, W e Nb) por conferir maior resistência à fluência quando adicionado de 0,5 e 1% (Oliveira, 2010). Nos aços 9-12% Cr, classe mais recente de aços usados na indústria energética, o tipo de carboneto mais estável é o M23C6, que precipita preferencialmente nos contornos de grãos da austenita primária e nas fronteiras das ripas de martensita dos referidos aços. O carboneto M23C6 apresenta uma microestrutura cúbica, constituída em grande parte de Cr e C, contudo também apresenta pequenas quantidades de Fe, Mo, W e B. Alguns autores, como Hald (2008), relatam que ao longo do tempo ocorre o coalescimento do carboneto M23C6 no aço P91, diminuindo drasticamente a resistência à fluência dos mesmos. Nos aços P92 esses carbonetos são muito mais estáveis, em virtude da adição de boro, mas ainda não está bem estabelecido como esse elemento influencia na estabilidade dos mesmos. Agüero et al. (2013) descreveram que, em geral, é necessário que o aço apresente valores de cromo acima de 9%, em peso, para que as taxas de oxidação a 650ºCsejam aceitáveis. Entretanto esse elevado teor de Cr é prejudicial para a resistência à fluência, devido à precipitação da fase Z (Figura 2.2a) em detrimento dos carbonetos e carbonitretos. 7

(a) (b) Figura 2.2 - (a) Partícula da fase Z após tratamento térmico a 800 C (b) carbonitreto MX precipitado após tratamento térmico a 850 C, ambos de aço T122(Fonte: Danielsen & Hald, 2009) A presença da fase Z, um complexo nitreto, nos aços de alto cromo foi relatada pela primeira vez por volta dos anos 80 e foi associada com uma microestrutura instável. A precipitação da fase Z nos contornos de grãos dos aços 9-12% Cr ocorre em detrimento dos carbonitretos MX (Figura 2.2b), que auxiliam fortemente na resistência à fluência dos aços em temperaturas elevadas, pois as partículas da fase Z são muito grandes e podem consumir mais de mil partículas MX. Por esta razão, a degradação das propriedades do aço ocorre de maneira rápida (Armaki et al., 2010). Danielsen & Hald (2009) mostraram que a nucleação da fase Z está diretamente ligada ao teor de Cr, que acelera a precipitação dessa fase. Os autores relataram ainda que nos aços P91 e o P92 a precipitação da fase Z começa entre 30 a 40 mil horas a 650 C, dependendo das condições pressão do componente em uso. A precipitação de intermetálicos, como o (Fe, Cr)2(Mo, W), denominado de Fase de Laves também pode causar alterações significativas nos aços de elevado teor de Cr 8

durante o processo de fluência. O efeito da Fase de Laves na resistência à fluência do aço pode ser positivo ou negativo, dependendo do tamanho, distribuição e velocidade de coalescimento da fase na microestrutura, sendo que a deformação plástica acelera a taxa de coalescimento desse precipitado, fragilizando o material (Falat et al., 2009). Em 1984, a ASTM aprovou o aço 9Cr-1Mo modificado para uso em tubulações, sendo codificado como A335 P91. Estes aços contêm cerca de 9 % de cromo, 1 % de molibdênio, contando com a adição de outros elementos como vanádio, nióbio e nitrogênio para garantir a resistência à fluência, sendo o elevado teor de cromo responsável pela resistência à oxidação (Guodong Zhang et al., 2011). Nas modernas caldeiras, que operam com combustíveis fósseis, a temperatura de operação fica por volta de 550 C. Entretanto, a temperatura máxima de trabalho é limitada em cerca de 610ºC, dependendo de fatores como o fluxo de calor e taxa de corrosão. O aço P91 é aplicado basicamente em áreas de serviço em condições extremas de caldeiras e instalações petroquímicas, como superaquecedores e reaquecedores. A excelente resistência à fluência e à corrosão destes aços, quando comparadas ao P22, por exemplo, permitiu a diminuição da espessura de parede de equipamentos e tubulações, o que resultou na recomendação para uso em paredes d água de caldeiras, que operam com carvão altamente corrosivo (Kumar et al., 2010; Vaillant et al., 2008). Nas centrais de abastecimento da indústria petroquímica o aço ASTM A335 P92 é utilizado em decorrência de sua excelente combinação de elevada resistência à corrosão, à deformação e à fluência em condições de temperaturas acima de 600ºC (Lei Zhao et al., 2012). Esse aumento na temperatura de trabalho foi conseguido através da adição de boro (B), que estabiliza os precipitados dispersos de maneira uniforme nos contornos de grãos (como carbonitretos MX e carbonetos M23C6), reforçando e estabilizando a 9

microestrutura, fixando os limites dos grãos e bloqueando o movimento das discordâncias em temperaturas da ordem de 650 C (Shengzhi Li et al., 2013; Kunz & Lukas, 2002). 2.1.1. Soldagem dos aços Cr-Mo Processos convencionais de soldagem, tais como eletrodo revestido (SMAW), TIG (GTAW) e MIG/MAG (GMAW) têm sido usados na soldagem dos aços Cr-Mo. Durante a soldagem desses aços uma série de variáveis deve ser cuidadosamente considerada, tais como pré e pós-aquecimento, energia de soldagem, morfologia do cordão, restrições de composição química dos consumíveis, tratamento térmico póssoldagem, que garantem a qualidade do material depositado e a integridade da junta soldada (Arivazhagan et al., 2008). É comum que os componentes de aço Cr-Mo soldados apresentem boas propriedades à temperatura ambiente durante os testes hidrostáticos ou start-up, por exemplo. Contudo, não é possível afirmar que na temperatura de trabalho não ocorram falhas prematuras. Assim, para minimizar a possibilidade de fratura frágil nessas situações, valores mínimos de tenacidade ao impacto para o metal de solda à temperatura ambiente têm que ser garantidos, conforme normas específicas (Arivazhagan et al., 2009). Por serem aplicados em temperaturas elevadas, esses aços necessitam de uma boa resistência à fluência, obtida, principalmente, através das discordâncias recuperadas no tratamento térmico (Abd El-Azim et al., 2013). Contudo, a partição térmica no processo de soldagem induz alterações microestruturais que conduzem à formação da zona 10

termicamente afetada (ZTA) composta por sub-regiões denominadas de: ZTA de grãos grosseiros (ZTA-GG), ZTA de grãos finos (ZTA-GF) e ZTA intercrítica (ZTA-IC). A Figura 2.3 mostra as mudanças microestruturais que ocorrem nas diferentes regiões de uma junta soldada (Larsson, 2012). Figura 2.3 - Mudanças microestruturais ao longo da ZTA de juntas soldadas de aços com baixo C. (Fonte: Larsson, 2012 modificado). Analisando o gráfico da Figura 2.3 nota-se que a ZTA-GF fica sujeita a temperaturas logo abaixo de Ac 3 e a ZTA-IC a faixa de temperatura entre Ac 1 Ac 3. A diferença na faixa de temperatura à qual cada uma dessas regiões é submetida durante o processo de soldagem causa transformação de fases em estado sólido e essas microestruturas são diferentes das encontradas no metal de base (MB) e no metal de solda (MS). A transformação parcial da martensita revenida em austenita, bem como a dissolução parcial dos precipitados durante os ciclos térmicos na soldagem resultam na formação de martensita de baixo carbono na região da ZTA-IC e, durante o tratamento 11

térmico pós soldagem (TTPS) são formados poucos precipitados. Entretanto, o crescimento dos precipitados não dissolvidos ocorre rapidamente, resultando em queda da dureza e da resistência nas regiões da ZTA-GF e ZTA-IC. A alta resistência das demais regiões (MS, MB e ZTA-GG) impõe uma restrição microestrutural para os campos de deformação das regiões mais próximas (ZTA-GF e ZTA-IC), o que leva a um estado de tensões residuais complexo e cria condições para que o fenômeno de fluência possa se desenvolver. Esse processo pode levar a ocorrência de falhas durante longos períodos em serviço (Divya et al., 2014). Assim, a região mais afastada da solda, definida como a região intercrítica (ZTA- IC), é a mais sensível nas juntas soldadas de aços Cr-Mo, sendo o local onde, na maioria dos casos, ocorre a fratura, denominada fratura do Tipo IV (Figura 2.4), devido ao dano cumulativo por fluência durante a vida em serviço. Figura 2.4 - Localização e orientação dos tipos de fratura na junta soldada. (Fonte: Larsson, 2012 modificado). 12

Autores como Divya et al., 2014 concluíram que a redução da extensão da ZTA é um ponto favorável à manutenção da resistência a fluência de componentes soldados de aço Cr-Mo. Alguns autores estimam que a resistência à fluência na região intercrítica é de aproximadamente 1/5 daquela apresentada pelo metal de base. Dessa forma, essa região é considerada como a de maior risco de fratura por fluência (Takashi et al., 2009; Falat et al., 2009; Hyde et al., 2010, Yaghi et al., 2013). Segundo Paddea et al. (2012), algumas pesquisas demonstraram que pequenas adições de boro (entre 90 e 120 ppm), juntamente com a redução do teor de nitrogênio no metal de adição, podem eliminar completamente a microestrutura de grãos finos da ZTA e a zona intercrítica, evitando falhas do Tipo IV. Com relação às variáveis envolvidas durante o processo de soldagem, o préaquecimento tem significativa importância para os aços Cr-Mo, pois visa diminuir a velocidade de resfriamento da junta soldada, resultando em menores valores de tensões residuais, além de facilitar as operações de soldagem. Yaghi et al. (2013) relata que é necessário manter as temperaturas de pré-aquecimento e interpasses na soldagem GTAW entre 100 e 150 Cena soldagem GMAW entre 200 e 250 C para garantir boas propriedades à junta. A norma API 938-B requer que o aço P91 seja soldado à temperatura pré-aquecimento mínima de 250 C para uma maior espessura e temperatura interpasse entre 200 e 300 C. Normalmente, na soldagem dos aços Cr-Mo são utilizados materiais de adição de mesma composição química ou muito semelhantes, com o intuito de garantir as propriedades mecânicas das juntas. Em particular, na soldagem de aços do tipo P92, ligas à base de níquel são também usadas como consumível, por apresentarem elevada resistência à deformação e à corrosão (Yaghi et al., 2013). 13

Dentre os processos de soldagem utilizados para soldagem de tubulações de aço P91, o FCAW (Flux Cored Arc Welding), ainda pouco aplicado, está associado a menores valores de tenacidade da zona fundida (< 47J) em comparação ao processo GTAW, por exemplo (média de 90J), o que caracterizaria uma possível fragilidade. Entretanto, a utilização desse processo vem crescendo em decorrência da alta produtividade conseguida (Arivazhagan et al., 2008). Assim, novas variáveis dentro dos processos de soldagem, como o Metal Cored Arc Welding (MCAW), estão sendo aplicadas na união dos aços 9-12% Cr, em conjunto com outros processos, como o FCAW, a fim de obter melhores propriedades mecânicas em elevadas temperaturas com alta produtividade. O FCAW e o MCAW, processos de soldagem por arame tubular, foram desenvolvidos para aumentar a competitividade e reduzir custos e são bastante semelhantes ao processo GMAW (Gas Metal Arc Welding), inclusive no que se refere aos equipamentos utilizados. Os processos FCAW/MCAW promovem a união de metais pelo aquecimento destes através de um arco elétrico estabelecido entre o eletrodo e a peça de trabalho. O arame utilizado é tubular, sendo seu interior preenchido por um fluxo, o que garante a este processo características especiais. Este processo une as vantagens do processo de soldagem MIG/MAG, como alta taxa de ocupação do soldador, altas taxas de deposição e alta produtividade, com o processo por eletrodo revestido (alta versatilidade, possibilidade de ajuste da composição química do metal de solda e facilidade de operação em campo) (Marques et al., 2009). No FCAW, o fluxo servirá tanto para a proteção da solda pela formação da escória, quanto para a adição de elementos de liga. Por outro lado, no MCAW, o núcleo do arame é formado apenas por material metálico, ou seja, serve somente para adicionar elementos à solda. Como a formação de escória é muito pequena e, por vezes, inexistente, a produtividade é muito elevada (Marques et al., 2009). 14

O Metal Cored é caracterizado pela alta produtividade e facilidade para soldagem. Arivazhagan & Kamaraj (2013) utilizaram o processo MCAW para soldar o aço 9Cr-1Mo (P91) e obtiveram bons resultados sobre a influência do tempo de tratamento térmico pós soldagem (TTPS) normalmente realizado a 760 C por 2h, da junta nos valores mínimos de dureza (critério a ser satisfeito de acordo com o EN1557: especificação 1997). Entretanto, ainda não existem estudos sobre o comportamento desse tipo de junta em condições de elevadas temperaturas. 2.2. Tensões Residuais Conforme apresentado por Macherauch & Kloos, 1987, tensões residuais (TR) podem ser definidas como tensões auto-equilibradas existentes nos materiais, em condições de temperatura uniforme e sem carregamento externo. Ou seja, a presença de tensões residuais trativas no material é equilibrada por tensões residuais compressivas. Portanto, qualquer perturbação, como remoção de material, aplicação de carregamentos térmicos ou mecânicos, altera o seu estado e causa sua redistribuição, de modo que as tensões se reequilibrem (Kandil et al., 2001). O estudo sobre a natureza (trativa ou compressiva) e a magnitude das tensões residuais é de grande importância para a indústria, pois em alguns casos, falhas prematuras podem ser resultantes da combinação de tensões residuais trativas com tensões de serviço, mesmo no regime elástico, conforme apresentado na Figura 2.5. Dessa forma, tensões residuais do tipo trativas são conhecidas como prejudiciais, pois podem resultar na diminuição da vida em fadiga e aumentar a propensão corrosão sob tensão de materiais e componentes. Por outro lado, tensões compressivas têm efeitos benéficos, 15

inibindo a nucleação e a propagação de trincas (Withers & Bhadeshia, 2001; Löhe & Vöhringer, 2002). Figura 2.5 - Superposição das tensões residual e aplicada (Fonte: Lu, 2002 modificado). Segundo Withers & Bhadeshia (2001), as tensões residuais podem ser classificadas com base na sua origem (por exemplo, térmica), escala sobre a qual se autoequilibram ou de acordo com o método através do qual são medidas. Entretanto, a classificação mais comum dos tipos de tensões residuais existentes é definida quanto à área/escala de abrangência, a saber (Hilson et al., 2009): Tensões residuais do tipo I: tensões a níveis macroscópicos, consideradas quase homogêneas na escala de vários grãos e equilibradas nos limites de todo o material. Exemplos: materiais deformados plasticamente de maneira não uniforme, como barras sujeitas a dobramento além do limite elástico, processos de laminação, gradientes térmicos e têmpera em aço. Tensões residuais do tipo II: tensões microscópicas, consideradas quase homogêneas na escala de um grão e equilibradas nos limites dos contornos de 16

alguns grãos do material. Podem ocorrer em interfaces entre fases e partículas precipitadas e a matriz. Tensões residuais do tipo III: tensões submicroscópicas, heterogêneas na escala de algumas distâncias interatômicas e equilibradas nos limites de algumas células unitárias. Ocorrem nos materiais metálicos sujeitos a processos que produzam descontinuidades na rede cristalina, tais como, vazios, impurezas e falhas de empilhamento, entre outros. A superposição das tensões residuais dos tipos I, II e III determina o estado total de tensões residuais em um ponto particular do material, como apresentado na Figura 2.6. Figura 2.6 - Superposição das TR dos tipos I, II e III (Fonte: Withers & Bhadeshia, 2001). 17

A origem das tensões residuais pode ser dividida em três grandes categorias (Cindra Fonseca, 2000; Bhadeshia, 2002): Deformação - Processamento e/ou carregamento mecânico: são geralmente causadas por um gradiente de deformação plástica devido à ação mecânica; Microestrutura - Transformação de fase: ocorre quando há variação heterogênea de volume causada por mudanças de fases; Temperatura - Efeitos térmicos: ocorre quando há deformação plástica heterogênea durante aquecimento ou resfriamento não uniforme. As tensões residuais ainda podem ser produzidas por uma combinação entre o tempo, a temperatura, a deformação, e microestrutura. A Figura 2.7 detalha a resultante da interação entre as principais fontes de TR. Figura 2.7 - Interação entre tempo, temperatura, deformação e microestrutura no material (Fonte: Bhadeshia, 2002 modificado). 18

2.2.1. Tensões residuais em juntas soldadas A soldagem é caracterizada pelo aquecimento de regiões localizadas das peças, permanecendo o restante destas em temperaturas muito inferiores. As regiões aquecidas tendem a se dilatar, mas esta dilatação é dificultada pelas partes adjacentes submetidas a temperaturas menores, o que resulta no desenvolvimento de deformações elásticas e plásticas no material aquecido. Como consequência, ao final do processo de soldagem, tensões internas (tensões residuais) e mudanças permanentes de forma e de dimensões (distorções) ocorrem na peça (Modenesi et al., 2008). Durante a soldagem, as tensões residuais podem ser desenvolvidas devido ao aquecimento e resfriamento não uniforme em uma pequena área, acompanhado dos gradientes térmicos que surgem entre a superfície e o núcleo da junta. Além disso, as transformações de fase que ocorrem no metal de solda e zona termicamente afetada podem contribuir para a evolução da tensão residual (Heinze et al., 2011; Nguyen & Wanab, 1996). Para o caso da geração de tensões devido à transformação de fases na soldagem, as tensões surgem porque na transformação de algumas fases como a austenita para a martensita, ocorre alteração de volume. Desta forma, o material da zona fundida e da zona termicamente afetada, que sofre transformação de fase, tende a se expandir, ou contrair, e será impedido pela parte fria do metal, não transformada (Cindra Fonseca, 2000). A magnitude das tensões residuais no cordão de solda está intimamente relacionada ao grau de restrição presente na junta. No processo de soldagem, sempre existem tensões residuais macroscópicas e microscópicas com complexas superposições. Contudo, na prática da soldagem, geralmente, quando se fala de tensões residuais, estão 19

implicitamente consideradas apenas tensões residuais macroscópicas, isto é, as tensões residuais do primeiro - tipo I (Hilson et al., 2009). Macherauch & Wohlfahrt (1977) comprovaram, experimentalmente, que as tensões residuais em juntas soldadas são decorrentes da superposição das três fontes de tensões residuais em soldagem, entretanto, pode haver casos em que uma fonte pode prevalecer sobre as outras. Na Figura 2.8 está representada esquematicamente a variação das tensões residuais transversais em juntas soldadas por processos a arco convencionais. Figura 2.8 - Distribuição das tensões residuais em juntas de topo de processo a arco convencional: (C) contração, (R) Resfriamento superficial mais intenso e (T) Transformação de fase (Fonte: Macherauch & Wohlfahrt, 1977). O processo de soldagem é essencial para a construção de tubulações de aços 9-12 %Cr, utilizados para condução de vapor em elevadas temperaturas e pressão, entre outras aplicações. Assim, elevada integridade desses tubos soldados é necessária para o funcionamento seguro das centrais energéticas, o que poderia ser comprometido pela 20

presença de tensões residuais. O processo de soldagem a arco é o mais usual na construção de linhas de tubulação e, como relatado na Seção 2.1.1, além das alterações microestruturais no metal de solda e na ZTA, também induz tensões residuais, que podem atingir valores muito próximos ao limite de escoamento do material nestes locais (Yaghi et al., 2013). Grande parte das pesquisas, que visam contribuir para a melhor compreensão do surgimento das falhas do tipo IV nesses aços, é realizada do ponto de vista microestrutural. Alguns autores, observando que poucos estudos investigaram a influência da magnitude das tensões residuais nas falhas, observou que as maiores tensões residuais de tração estão localizadas nos limites da ZTA, coincidentemente na região microestrutural propensa às fraturas do Tipo IV em juntas soldadas de P91, tanto na condição pós soldagem quanto após tratamento térmico (Paddea et al., 2012 e Thomas et al., 2007). Por outro lado, trabalhos como Hilson et al. (2009) relatam que os maiores valores de tensão residual em juntas de aço P91 são observadas na região do metal de solda. Com relação aos processos não convencionais de soldagem, Kumar et al. (2005) utilizou a soldagem a laser e analisou as TR resultantes. Como conclusões, relata que os maiores valores de TR em tração estão localizados na região da ZTA de grãos finos, com valores de até 600 MPa na direção longitudinal ao cordão de solda. Uma possível explicação para as elevadas tensões trativas na região da ZTA-GF e ZTA-IC pode ser a transformação microestrutural que ocorre devido ao pico de temperatura atingido durante o ciclo térmico de soldagem, conforme apresentado na Seção 2.1.1. 21

2.2.2. Tensometria por difração de raios-x As técnicas de medição de tensões residuais podem ser classificadas em destrutivas e não destrutivas e, para alguns autores, como Hilson et al. (2009), ainda existem as técnicas parcialmente destrutivas, de acordo com o nível de dano introduzido no material estudado durante sua aplicação. São destrutivas as técnicas que, para obtenção de informações de deformação suficientes para a análise das tensões residuais existentes, comprometem ou impossibilitam o uso da amostra analisada. Por outro lado, as técnicas não destrutivas não precisam da remoção de material e, portanto não provocam qualquer tipo de dano durante a medição de tensões residuais. Existe uma variedade de técnicas disponíveis para a medição tensões ao longo de um intervalo de escalas de profundidade. Entre os métodos destrutivos mais usados é possível citar a técnica do furo cego ou furo incremental (Hilson et al., 2009). Os mais usuais métodos não destrutivos são: Difração de raios-x; Difração de nêutrons; Ultrassom; Magnético. A tensometria por difração de raios-x tem como princípio a medição do espaçamento entre os planos da rede cristalina dos materiais, através do uso de feixes estreitos de raios-x. Este princípio é caracterizado, de uma maneira básica, pela incidência de um feixe monocromático sobre a superfície de um material, o qual será espalhado (difratado) e posteriormente detectado por um dispositivo (Figura 2.9). No 22

estado inicial, não deformado, o material metálico possui distância interplanar, d 0, entre seus planos cristalinos. Figura 2.9 - Princípios da medição por raio-x (Fonte: Manual XStress 3000). Um feixe paralelo de raios-x, de comprimento de onda λ, incide na superfície do material segundo um determinado ângulo de incidência θ. Este feixe é difratado sob o mesmo ângulo θ, desde que seja satisfeita a lei de Bragg (Equação 2.1): nλ = 2d. senθ (2.1) Nessas condições, ao utilizar raios-x monocromáticos (λ = constante), o valor do ângulo θ, referente a uma intensidade máxima de difração, depende da distância interplanard. Para a engenharia o interesse está nas tensões ao invés de valores de deformações, que precisam ser convertidos para tensões, com base na Lei de Hooke. A teoria da 23

elasticidade do material sólido, oriunda da mecânica dos sólidos, prevê as seguintes relações: Tensão: σ = ΔF ΔA (2.2) Deformação: ε = Δd d 0 (2.3) Lei de Hooke (relação entre tensão e deformação) para estado uniaxial: ε = σ E (2.4) Onde: E é o módulo de elasticidade do material. Dependendo de como as tensões residuais e os carregamentos aplicados atuam, podem existir no material estados de deformações e tensões uniaxial, biaxial e triaxial. Devido às condições de equilíbrio, o estado biaxial de tensões pode existir na superfície livre (sem carregamento), enquanto dentro do material podem se desenvolver estados triaxiais de tensões. Com o material sob tensão σ, a distância interplanar d 0, varia de um valor Δd = d d 0, sendo d a distância interplanar no material tensionado, o que ocasiona a deformação ε = Δd d 0 na rede cristalina do material. Nessas condições, a variação do ângulo 24

de difração é igual a Δθ = d d 0, que pode ser medida pela técnica da tensometria por raios-x. Fazendo a diferenciação da lei de Bragg (Equação 2.1) obtêm-se a relação entre a deformação ε e o ângulo θ de difração: ε = Δd d 0 = cotgθ. Δθ (2.5) Para efeitos de adequação ao estado real de tensões, é utilizado um sistema de coordenadas polares (Figura 2.10). Então, da Equação 2.5 pode-se extrair que: ε(φ, ψ) = (d φ,ψ d 0 ) d 0 = cotgθ. (θ φ,ψ θ) (2.6) Sabendo que: ε φ,ψ = (σ 1. cos 2 φ + σ 1. sen 2 φ). ψ μ. (σ 1+σ 2 +σ 3 ) E (2.7) Mantendo fixo o ângulo φ, e determinado a diferença entre as deformações em duas direções diferentes, segundo o ângulo ψ, tem-se: ε(φ, ψ 2 ) ε(φ, ψ 1 ) = cotgθ 0. (θ φ,ψ2 θ φ,ψ1 ) (2.8) 25

Figura 2.10 - Sistema de coordenadas polares (Fonte: Cindra Fonseca, 2000). Reescrevendo o primeiro membro da Equação 2.7, também em função da diferença entre as deformações em duas direções diferentes: ε(φ, ψ 2 ) ε(φ, ψ 1 ) = (1+μ).σ φ.(sen 2 ψ 2 sen 2 ψ 1 ) E (2.9) Substituindo-se o primeiro membro da Equação 2.9 pelo segundo membro da Equação 2.8, é obtida a equação utilizada na medição de tensões residuais: E σ φ =. cotgθ (1+μ) 0. (θ φ,ψ 2 θ φ,ψ1 ) (sen 2 ψ 2 sen 2 ψ 1 ) (2.10) Esta equação é válida para quaisquer variações de ψ 1 e ψ 2 que impusermos ao equipamento. É possível observar, através da Equação 2.10, que a tensão residual existente no material é diretamente proporcional à derivada de 2θ, em função de sen 2 ψ, também representada na Figura 2.11. 26

Figura 2.11 - Estado de tensão do material em função do declive da curva 2θ vs sen 2 ψ (Fonte: Cindra Fonseca, 2000). 2.3. Fluência Fluência é definida como a deformação plástica que ocorre em um material sob tensão (ou carga) constante, ou praticamente constante, em função do tempo e que pode levar a falhas catastróficas (Souza, 2007). Uma das principais indicações da tendência à fluência é a temperatura homóloga (T H ), determinada pela razão entre a temperatura de trabalho e a temperatura de fusão do material (em Kelvin). A velocidade de fluência (relação entre deformação plástica e tempo) aumenta com a temperatura, principalmente em temperaturas maiores do que 0,4T H. Assim, resistência à fluência é especialmente importante na seleção de materiais para estruturas e componentes que operam em altas temperaturas (Hyde et al., 2007; Kassner & Hayes, 2003). Com relação à tensão, o processo de deformação plástica está intrinsecamente relacionado ao nível de tensão aplicado, ou seja, quando mais próximos do limite de 27

escoamento, maiores são as deformações causadas no material e, consequentemente, menor a resistência à fluência do mesmo. Dessa forma, estudos vêm sendo desenvolvidos ao longo dos anos com o intuito de descrever esse fenômeno, compreender os fatores que mais influenciam na resistência à fluência e, principalmente, como prever a vida de estruturas e componentes sujeitos a este processo de deformação (Kumar et al., 2010). 2.3.1. Ensaio de fluência Um dos métodos para avaliar a resistência à fluência dos materiais é através dos ensaios de fluência, que utilizam corpos de prova (cp) de seção circular ou retangular, semelhantes ao de ensaios de tração (Figura 2.12). Esses ensaios podem ser divididos em três tipos: ensaio de fluência, ensaio de ruptura por fluência e ensaio de relaxação. (Nagode et al., 2011; Souza, 2007) Figura 2.12 - Corpo de prova padrão de ensaio de fluência (Fonte: Hyde et al., 2010). Nos ensaios de fluência os cp s ficam dentro de um forno elétrico onde são sujeitos à temperatura constante e controlável e a uma carga (ou tensão) uniaxial constante. A partir desse ensaio são obtidas, com o auxílio de um extensômetro acoplado ao sistema, as curvas deformação vs tempo, denominadas curvas de fluência, onde é possível obter valores da deformação ao longo do tempo para os materiais. Nos ensaios de ruptura por fluência o cp é levado até a ruptura e, neste caso, obtém-se o tempo de ruptura, sendo 28

possível também medir da deformação ao longo do tempo. (Nagode et al., 2011). O ensaio de relaxação por fluência é normalmente realizado em parafusos e materiais de ligação, pois o fenômeno de fluência pode afrouxaras uniões dos componentes por deformação (Souza, 2007). O corpo de prova ensaiado deve passar por um período de aquecimento, que pode ser realizado por indução, radiação ou resistência elétrica, até que seja atingida a temperatura de ensaio, sem que o mesmo sofra superaquecimento. É comum aquecer o corpo de prova até temperatura abaixo da estabelecida, a fim de garantir a completa homogeneização da estrutura, seguido do aquecimento do cp à temperatura de ensaio. O controle da temperatura é, normalmente, realizado através de termopares. A curva de fluência (Figura 2.13) é normalmente dividida em três etapas ao longo do tempo: primária (ou transitória), secundária (ou estacionária) e terciária. A inclinação da curva, em qualquer ponto, é denominada de velocidade de fluência. Figura 2.13 - Curva padrão de um ensaio de fluência convencional (Fonte: Garcia et al., 2012, modificado). 29

Na primeira fase ocorre uma deformação elástica instantânea, decorrente da carga aplicada, seguida de uma deformação plástica, que diminui gradualmente até se tornar praticamente constante devido ao encruamento do material. Na segunda etapa, a mais longa, a velocidade de deformação é constante, explicada pelo equilíbrio entre os fenômenos de encruamento e recuperação, que normalmente ocorrem simultaneamente no material. Por fim, no terceiro estágio o material deforma muito rapidamente até a ruptura. Este aumento da velocidade de deformação, que caracteriza o processo interno de fratura, ocorre, principalmente, pela intensa movimentação de discordâncias, separação dos contornos de grão, formação, coalescimento e propagação de trincas, levando à ruptura do cp, geralmente, com a diminuição da área da secção útil do mesmo estricção (Hyde et al., 2007; Garcia et al., 2012; Souza, 2007). Contudo, alguns materiais não apresentam o terceiro estágio de deformação em virtude de incapacidade de apresentar estricção por algum fator metalúrgico ou das condições impostas durante o ensaio de tensão/temperatura. Entre os dados obtidos durante o ensaio de fluência, a taxa mínima de fluência (ε ) ou taxa de fluência em regime estacionário, retirado no segundo estágio do ensaio de fluência (Figura 2.13), é um dos principais parâmetros para estimar a vida de componentes que serão aplicados por períodos longos em temperaturas elevadas e sob pressão (Souza, 2007). Uma das maneiras mais comumente utilizada para apresentar os resultados de fluência são gráficos na forma do logaritmo da tensão vs o logaritmo do tempo de vida até a ruptura, que caracteriza geralmente apresenta comportamento linear para ensaios de curta duração, como exemplifica a Figura 2.14. 30

Figura 2.14 - Curva log σ vs log t para aços P91sob diferentes temperaturas (Haarmann et al., 2000 modificado) Já são bem estabelecidas equações que correlacionam o fenômeno de fluência em materiais em função da tensão e temperatura, com base na taxa mínima de fluência (Equação 2.11): ε = ( dε dt ) II (2.11) Sendo a tensão constante, a relação fica conforme a Equação 2.12, onde k e n são constantes do material: ε = k. σ n (2.12) Para saber a resistência à fluência de um material que será utilizado em serviço durante anos o ensaio de fluência se torna impraticável devido à longa duração. Assim, a extrapolação de dados pode ser realizada usando vários parâmetros com base em 31

resultados obtidos através de ensaios de curta duração (com tensões e/ou temperaturas maiores). Dessa maneira é possível prever o comportamento de materiais para longos períodos, para as condições de serviço (Moura Branco, 2011; Garcia et al., 2012). Um dos métodos de extrapolação dos dados de deformações por fluência em função da temperatura pode ser tratado com base na equação de Arrhenius, como apresentado na Equação 2.13 (Moura Branco, 2011). ε = A. σ n exp ( Q RT ) (2.13) Onde: ε = deformação por fluência; T= temperatura A= constante dependente do material Q= energia de ativação R = constante dos gases n= constante (dependente do mecanismo de fluência) A. σ n = função tensão (lei de Norton) Larson-Miller, com base no método de extrapolação de resultados, através da obtenção do tempo de ruptura para a mesma tensão ensaiando os materiais a temperaturas mais elevadas, obtiveram a seguinte equação: P = T(B + log t) (2.14) 32

A Equação 2.14 é chamada Equação de Larson-Miller. Sendo B uma constante para uma dada deformação e P (f(σ)) o parâmetro de Larson-Miller, que tem como principal característica normalizar os resultados experimentais. Assim, traçando log σ em função de P obtém-se uma reta, relativa a uma determinada deformação por fluência. Resultados experimentais indicaram que t pode ser o tempo de ruptura a uma dada tensão e temperatura ou o tempo para atingir uma determinada deformação de fluência. Para a constante B considera-se valores da ordem de 20 para aços, sendo a temperatura em Kelvin (K). Entretanto, em alguns casos, a curva log σpode não apresentar uma única inclinação e a aplicação do parâmetro de Larson-Miller pode levara grandes erros (Moura Branco, 2011). Um método simples para a previsão do comportamento em longo prazo de materiais a partir de ensaios de curta duração, proposto por Monkman e Grant, utiliza a relação linear entre o tempo de ruptura e mínima taxa de fluência (ε. t m rup = constante, sendo m um valor próximo de 1,0) - relação de Monkman-Grant. Mesmo assim, é importante estudar cuidadosamente o tipo de mecanismo de deformação predominante durante a fluência, pois o mesmo vai determinar os parâmetros adequados para posteriores estudos de extrapolação de dados (Haney et al., 2009). A Figura 2.15 mostra dados sobre o aço P91 de alguns pesquisadores em várias temperaturas em uma única curva Monkman-Grant apresentada por Haney et al., 2009. 33

Figura 2.15 - Curva Monkman-Grant para o aço T91 entre as temperaturas 500 e 625 C (Haney et al., 2009 modificado). Kimura et al. (2009) também utilizaram a relação de Monkman-Grant para estudar a influência da composição química e rotas de fabricação dos aços P91 na resistência à fluência em temperaturas entre 500 e 700 C. 2.3.2. Mecanismos de Fluência Segundo a literatura, as deformações plásticas dos materiais, provenientes do fenômeno de fluência podem ser decorrentes de vários mecanismos (Abe et al., 2008), sendo os de maior aceitação: 1. Deslizamento (escorregamento) das discordâncias 2. Movimentação das discordâncias por escalagem 3. Difusão de átomos e lacunas pelo interior dos grãos (Nabarro-Herring) 34

4. Difusão de átomos e lacunas pelos contornos de grão (Coble) 5. Deslizamento dos contornos de grão O deslizamento das discordâncias envolve o movimento das mesmas ao longo dos planos preferenciais, sendo as barreiras (precipitados e limites de grãos, por exemplo) superadas por ativação térmica. Para a movimentação das discordâncias por escalagem, o deslizamento das discordâncias é responsável pela maior parte da deformação, entretanto é a escalagem que permite a liberação da discordância dos obstáculos. Este mecanismo, um dos mais estudados por pesquisadores de todo o mundo, distingue-se do anterior por ser um processo lento, pois depende da difusão no estado sólido e assim, a escalagem acaba por ser responsável pela determinação da taxa de fluência. A Figura 2.16 detalha dois modelos simples que tentam explicar como ocorre a escalagem no processo de fluência: I é o modelo de movimentação não conservativa de degraus e II é o modelo de superação de obstáculos contidos no plano de deslizamento (Meyers & Chawla, 1998). Figura 2.16 - Modelos que explicam o processo de escalagem como controlador da deformação por fluência (Fonte: Miranda et al., 1983). 35

A fluência por difusão ocorre em função do fluxo de defeitos pontuais segundo gradiente de tensão aplicado e assim o processo é termicamente ativado. Em temperaturas mais baixas tem-se a difusão pelos contornos de grão. Para temperaturas mais elevadas, a ativação térmica é suficiente para promover a difusão dentro do grão. Contudo, a difusão no estado sólido é um processo muito lento, ou seja, as taxas de deformação por fluência são muito baixas e, por esta razão, esses mecanismos são pouco estudados (Miranda et al., 1983; Meyers & Chawla, 1998). No mecanismo de deslizamento de contornos de grão, o processo de fratura por fluência pode ser iniciado pela formação e aumento de microcavidades nos contornos de grão, que formam microtrincas. Essas microtrincas coalescem e formam macrotrincas, que diminuem bruscamente a resistência do material, o que leva à fratura do mesmo. Contudo, muitos autores preferem considerar esse mecanismo como uma interação entre a fluência por difusão e a fluência por movimentação de discordância. Então, o deslizamento de contornos de grãos não tem uma contribuição abrangente na deformação por fluência em materiais policristalinos, mas é fundamental no controle e na determinação do mecanismo de fratura de componentes e, por esta razão, é amplamente estudado (Miranda et al., 1983; Abe et al., 2008). A taxa de deformação por fluência em aços empregados na engenharia varia de forma complexa com o tempo devido à evolução microestrutural que ocorre durante a exposição a elevadas temperaturas sob carregamento. Assim sendo, Ashby (1972) propôs o chamado mapa de mecanismos de deformação, considerando que todos os mecanismos são independentes entre si, conforme mostra a Figura 2.17. Dessa maneira, o mapa pode ser aplicado apenas para prever o mecanismo de deformação dominante no início da fluência em condições específicas de tensão e temperatura (Abe et al., 2008). 36

Figura 2.17 - Mapa de deformação de Ahshy para tungstênio (Fonte: Meyers & Chawla, 1998, modificado). As zonas de predomínio de cada mecanismo são determinadas por tensões normalizadas (σ/g), sendo G o módulo de cisalhamento, e a temperatura homóloga (T/T m ), definida como a relação da temperatura em que se encontra o material (T) e sua temperatura absoluta de fusão (T m ), ambas em K (Abe et al., 2008). Com relação aos modos de fratura, as condições de tensões e temperatura, além das características do material, podem resultar em uma deformação por fluência controlada por diferentes mecanismos apresentados anteriormente. Assim, é possível prever as transições de comportamento do material, resultantes dos mecanismos de deformação atuantes, com o auxílio dos mapas de deformação. Contudo, as rupturas por fluência normalmente exibem superfície de fratura intergranular. Rupturas transgranulares, geralmente resultam de altas tensões aplicadas (elevadas taxas de 37

deformação) e ocorrem por um processo de formação de vazio semelhante ao da coalescência de microvazios (Meyers & Chawla, 1998). Considerando que os principais mecanismos de deformação por fluência são o movimento de discordâncias. Novos aços para aplicações em temperaturas elevadas, onde a fluência é uma das principais responsáveis por falhas, têm sido desenvolvidos. Esses aços são reforçados por vários tipos de precipitados uniformemente disperso, que podem estabilizar a microestrutura e garantir alta resistência à fluência, fixando os limites de grão e bloqueando o movimento de discordâncias (Hyde et al., 2010). 2.3.3. Resistência à fluência do aço P91 Os aços Cr-Mo apresentam uma grande resistência à fluência, sendo esta uma das razões para aplicação em componentes de caldeira sob alta temperatura, por exemplo. Essa alta resistência é obtida através da adição de determinados elementos de liga e da seleção e aplicação correta dos tratamentos térmicos durante fabricação desses aços. Contudo, relate-se que a resistência de fluência das juntas soldadas desse tipo de material é significativamente menor em relação ao metal de base (Takashi et al., 2009; Divya et al., 2014). Haney et al., 2009compilaram resultados de diversos autores acerca da relação tempo de fratura vs tensão aplicada para aços T/P91 sob diferentes temperaturas, como mostrado na Figura 2.18. 38

Figura 2.18 - Curvas tempo vs tensão para aços T/P1 sob diferentes temperaturas (Haney et al., 2009 modificado) Haarmann et al. (2000) mostram dados obtidos com juntas soldadas em comparação ao próprio material de base, como apresenta a Figura 2.19. É possível observar que os autores denominam a junta soldada de zona termicamente afeta (ZTA), uma vez que as fraturas ocorreram na chamada zona intercrítica das mesmas, fenômeno descrito na Seção 2.1.1. Os valores de resistência das juntas soldadas são menores dos observados no metal de base. 39

Figura 2.19 - Comparação dos valores de tempo de ruptura de juntas soldadas com o metal de base para diferentes temperaturas (Haarmann et al., 2000 modificado). Como muitos dos componentes construídos com esses materiais são soldados, é importante uma correta caracterização das propriedades das juntas, a fim de garantir uma segura utilização desses, principalmente onde a degradação por fluência é máxima, normalmente, na zona termicamente afetada (ZTA). Por isso, novas técnicas, capazes de extrair as propriedades mecânicas de uma amostra com um pequeno volume, estão sendo desenvolvidas. Três tipos de ensaios têm sido utilizados para a determinação das propriedades de fluência a partir de amostras pequenas de material: corpos de prova subdimensionados de fluência, o Impression Creep IC e o Small Punched Test SPT, capazes de obter as propriedades de cada uma das subregiões da junta, separadamente (Nagode et al., 2011; Hyde et al., 2010). 40

2.4. Small Punched Test (SPT) A indústria nuclear foi uma das precursoras no desenvolvimento de ensaios em miniatura para avaliar as propriedades dos materiais. Com o objetivo de possibilitar a caracterização da degradação de diferentes equipamentos ao longo da vida em serviço foi desenvolvido um ensaio não destrutivo, que não oferecesse risco ao sistema em operação. Os primeiros dados na literatura sobre ensaios com amostras em miniatura, com geometria diferente dos ensaios convencionais, foram apresentados por Manahan et al. (1981). Nesse trabalho ensaios com discos de 3,0 mm de diâmetro com 0,25 mm de espessura, denominados Miniaturized Disk Bend Test (MDBT), foram realizados em material utilizado em central de energia nuclear para avaliar qualitativamente as propriedades do mesmo após irradiação. A Figura 2.18a mostra o esquema do ensaio de miniatura apresentado por Manahan et al. (1981), que consistia em dispositivo para encaixe do disco e um punção para compressão uniaxial da amostra. A partir desse ensaio foi possível obter uma curva do deslocamento do punção vs carga aplicada, conforme apresentado na Figura 2.20b. Uma das principais informações obtidas nesse trabalho foi a grande influência do diâmetro do punção empregado para o ensaio e a taxa de deslocamento do mesmo para a obtenção de resultados mais precisos, além da influência da temperatura de ensaio no perfil da curva obtida. 41

(a) (b) Figura 2.20 - (a) Esquema para o ensaio em miniatura; (b) curva típica obtida no ensaio de MDBT com diferentes temperaturas e diâmetro do punção (Fonte: Manahan et al., 1981, modificado). Lucas (1983) foi um dos primeiros a correlacionar quantitativamente os dados obtidos em ensaios convencionais com os obtidos através dos ensaios em miniatura. Entretanto, embasou todos os resultados do ensaio, denominado no trabalho de Shear Punch, nas forças de cisalhamento atuantes durante o ensaio. Baik et al. (1983) utilizou os ensaios em miniatura para determinar a transição dúctil-frágil de um aço Cr-Ni, com diferentes composições químicas. Com base na Figura 2.21, obtida pelos autores, é possível observar que a curva para temperaturas mais baixas não apresenta a forma apresentada por Manahan et al. (1981), o que poderia caracterizar a fragilidade do material. Para confirmar, os autores analisaram cada fratura dos ensaios em miniatura e obtiveram resultados de ensaios Charpy para correlacionar. Como conclusão, curvas de transição dúctil-frágil, muito semelhantes às obtidas por ensaios 42

Charpy, foram levantadas. No entanto, a temperatura de transição no SPT estava a uma temperatura mais baixa e foi necessário determinar uma correção linear, aplicada em todas as condições, para aproximar os valores. Figura 2.21 - Curvas deslocamento vs carga para diferentes temperaturas (Fonte: Baik et al., 1983, modificado). Em 1986 foi registrada a patente (Manahan et al., 1986) do ensaio em miniatura para obtenção de propriedades mecânicas de materiais metálicos, denominado Miniaturized Bend Test (MBT). Esse documento descreve todo o equipamento utilizado, como são delimitadas as regiões da curva obtida com o teste e as dimensões do corpo de prova (cp) utilizado (3,0 mm de diâmetro e 0,25 mm de espessura). Em seguida, autores como Kameda & Buck (1986), Mao & Takahashi (1987), Tsepelev & Poymenov (1992) realizaram pesquisas com os parâmetros do MBT buscando efetivar a correlação dos dados obtidos com os ensaios convencionais, principalmente para identificar a perda de ductilidade (fragilização) em aços, utilizados na indústria nuclear, devido à temperatura de trabalho e/ou irradiação. 43

Segundo Fleury & Ha (1998), Mao & Takahashi (1987) foram os primeiros autores a propor uma modelagem da carga versus curva de deflexão para tentar reproduzir a curva carga vs deslocamento usando elementos finitos. Considerando um comportamento plástico perfeitamente rígido e utilizando expressões analíticas descritivas desse comportamento, Mao & Takahashi (1987) conseguiram descrever a curva carga vs deslocamento do punção para a condição de temperatura ambiente. Entretanto, esse modelo não conseguiu dar uma descrição precisa do comportamento do ensaio na região plástica, onde o comportamento ocorre sob um regime de membrana. O regime de membrana é determinado pelo ponto onde não há mais o comportamento característico de uma região plástica (deformação e encruamento), pois o ensaio é baseado em uma compressão onde, quando atingido um determinado estágio do ensaio, há um deslizamento de camadas simultaneamente com a deformação plástica localizada em algumas regiões. Atualmente, o ensaio em miniatura é denominado Small Punched Test (SPT) e vem sendo explorado como uma das alternativas ao ensaio convencional de avaliação das propriedades mecânicas e resistência à fluência. Entre as vantagens desse método podese destacar o fato dos corpos de prova (cp s) utilizados para este tipo de ensaio possuírem dimensões muito inferiores às dos cp s convencionais, conforme apresentado na Figura 2.22 (Hyde & Sun, 2010). No entanto, é preciso ressaltar que é necessário garantir que a área de contato entre o punção e o material seja suficientemente grande em comparação com características metalúrgicas, como o tamanho de grão e a textura, para assegurar que as propriedades macroscópicas sejam obtidas (Hyde et al., 1996). 44

Figura 2.22 - Dimensões (em mm) padrão das amostras para ensaio de SPT (Fonte: Hyde & Sun, 2011 modificado). Em juntas soldadas, as zonas termicamente afetadas (ZTAs) são muito estreitas e a determinação das propriedades nessas regiões do material, utilizando testes uniaxiais convencionais, se torna impraticável (Hyde & Sun, 2001). Assim, o SPT tem sido estudado, principalmente, em juntas soldadas, pois permite a determinação das propriedades mecânicas e de resistência à fluência nas diferentes regiões da junta, tendo em vista que as amostras têm dimensões bem inferiores quando comparadas aos corpos de prova convencionais. 2.4.1. Propriedades mecânicas Os ensaios de SPT para avaliação das propriedades mecânicas são realizados em uma determinada temperatura, geralmente, utilizando fornos com atmosfera controlada. O esquema simplificado do equipamento utilizado para os ensaios está representado na Figura 2.23 (Hyde & Sun, 2010). Onde: a p = raio do disco entre os suportes R s = raio do punção 45

Figura 2.23 - Esquema simplificado do equipamento para ensaio de SPT (Fonte: Hyde & Sun, 2010 modificado). A Figura 2.24 mostra a representação típica da carga vs deslocamento punção de uma liga metálica ductil com diferentes regiões delimitadas. A região I corresponde à parte elástica da amostra, juntamente com o recuo produzido na sua superfície através do contato da cabeça do punção. A extensão progressiva da curva plástica para toda a amostra é marcada pela região II. A partir de um determinado ponto, a curva plástica leva a um comportamento de membrana, que predomina na maior parte do teste, uma fase que corresponde à região III. Ao aproximar-se da carga máxima, a inclinação da curva começa a diminuir à medida que o mecanismo de falha (em escala microscópica) começa a se desenvolver (estiramento e fissuras internas), dando origem à região IV, onde o estiramento e em seguida uma visível fenda são finalmente produzidos, levando a uma diminuição da carga, até uma falha total da amostra (García et al., 2014). 46

Figura 2.24 - Curva obtida através do ensaio de SPT para um material dúctil em temperatura ambiente (Fonte: García et al., 2014). Foram desenvolvidas equações para permitir a obtenção dos valores de tensão (limite de escoamento e limite de resistência) com base na curva carga vs deslocamento do punção. Fleury & Ha (1998) mostraram a correlação linear entre os valores obtidos com base na curva de SPT e os resultados dos ensaios uniaxiais convencionais para diferentes temperaturas com diferentes aços Cr-Mo. A partir dos resultados os autores observaram uma diferença entre a inclinação das retas, que posteriormente seriam utilizadas para o desenvolvimento de equações empíricas de correlação de carga e tensão, para os diferentes materiais. A curva obtida no ensaio é relacionada com as propriedades mecânicas por meio de correlações matemáticas, que dependem das propriedades do material, assim como da geometria da amostra e do penetrador utilizado no ensaio (Hyde et al., 1996). Neste caso, 47

alguns pontos são de extrema importância neste tipo de ensaio, conforme apresentado na Figura 2.24: (Rodríguez et al., 2009) P y é a carga onde se considera que a deformação plástica começa. Pode ser obtida por diferentes técnicas ainda em estudo. P m é a carga máxima obtida durante todo o ensaio e onde se considera o valor para calcular a tensão limite de resistência. d m é o deslocamento utilizado para cálculo do alongamento. A escolha desse ponto ainda é discutida, pois há uma grande dificuldade em se determinar com precisão quando o cp rompe durante o ensaio. Dessa maneira, García et al. (2014) relatam que o ponto de alongamento relativo à carga máxima é mais preciso do que o valor final do deslocamento. Entretanto, ainda é muito explorada a determinação desses pontos, especificamente para o P y pois é com base nesses dados que as equações são desenvolvidas para a melhor aproximação dos valores de tensão resultantes de ensaios convencionais de tração. García et al. (2014) apresenta resumidamente os 5 métodos já desenvolvidos para a obtenção do valor de P y com base em pesquisas anteriores como Mao et al. (1987) e Rodríguez et al. (2009). O objetivo desses estudos era tentar desenvolver uma maneira de obter o valor de P y que resultasse em uma equação para o cálculo do limite de escoamento sendo menos dependente do material e que obtivesse uma boa aproximação com os valores adquiridos através dos ensaios convencionais de tração, tanto em temperatura ambiente quanto em altas temperaturas. A Figura 2.25 apresenta graficamente o processo de obtenção de P y por cada um dos métodos. 48

Figura 2.25 - Diferentes propostas para a determinação de P y (Fonte: García et al., 2014 modificado). Mao & Takahashi (1987) definiramp y como o ponto de interseção de duas tangentes definidas no regime elástico (região I) e do regime plástico (zona II) denominado P y_mao. O CEN (European Committee for Standardization) propôs que P y fosse definido como a projeção vertical do ponto de interseção das duas tangentes descritas por Mao & Takahashi (1987) chamando de P y_cen. Nos trabalhos apresentados por Rodríguez et al. (2009) e Contreras et al.(2008) a carga P y é obtida através do ponto de interseção entre a curva de SPT e uma reta paralela à inclinação inicial do gráfico (obtida apenas na região elástica), com um deslocamento de t/10 ou t/100 (P y_t/10 e P y_t/100, respectivamente), onde t é a espessura do cp ensaiado. Esse método (P y_t/10 e P y_t/100 ) é muito semelhante ao aplicado nos ensaios convencionais. Uma proposta mais recente determina P y como a carga correspondente ao primeiro ponto flexão localizado na zona I, P y_inf. 49

Para P m todos os autores mencionados descrevem como melhor ponto o valor máximo de carga obtido durante o ensaio. Com relação ao alongamento, devido à dificuldade de determinar o ponto exato de ruptura do cp de SPT, o valor d m é melhor definido como o valor de deslocamento onde a carga é máxima tendo em vista que após esse ponto o cp colapsa rapidamente (García et al., 2014). Após a aquisição dos dados de P y e P m, Mao &Takahashi (1987) apresentaram equações para adquirir os valores de tensão limite de escoamento e tensão limite de resistência, que posteriormente seriam descritas conforme mostrou Contreras et al. (2008). As Equações 2.15 e 2.16 representam as relações entre carga e limite de escoamento e limite de resistência respectivamente. σ L.E. = α 1. P y t 2 + α 2 (2.15) σ L.R. = β 1. P m t 2 + β 2 (2.16) Onde α1, α2, β1 e β2 são constantes dependentes principalmente do tipo de material, das dimensões do cp e dos parâmetros de ensaio e t é a espessura do cp utilizado, sendo considerado padrão t = 0,5 mm. Conforme apresentado por García et al. (2014), pesquisas recentes levaram ao desenvolvimento de uma equação alternativa para o cálculo da tensão limite de resistência, com base na espessura do cp e no valor do deslocamento onde a carga é máxima (d m ). Dessa forma, o cálculo é descrito conforme mostra a Equação 2.17. P m σ L.R. = β 1. + β (t.d m ) 2 (2.17) 50

Para o alongamento utiliza-se a Equação 2.18, sendo o deslocamento determinado pelo ponto de maior carga durante o ensaio (d m ). A(%) = y. d m (2.18) Com base em dados experimentais foram determinadas as constantes para cada método apresentado na Figura 2.25. Nestes casos o valor de α2 foi considerado nulo e α1menos dependente do material. Assim, vários materiais foram ensaiados e o valor da constante para o limite de escoamento foi obtido através da razão entre σ LE de cada material com o valor P y t 2, sendo o valor de P y obtido de modos diferentes, dependendo do método. A Figura 2.26 mostra um exemplo da relação entre P y t 2 e σ LE para o método de Mao. Figura 2.26 - Obtenção de α 1 através da relação entre P y t 2 e P y através do método de Mao (Fonte: García et al., 2014, modificado). 51

O mesmo processo é realizado para o limite de resistência (determinação de β1 e considerando β2 nulo). Entretanto, até o momento todos os autores que pesquisam sobre os ensaios de SPT convergem para a utilização de um ponto específico - P m, descrito anteriormente. 2.4.2. Resistência à fluência Apesar de amplamente utilizados, os ensaios padronizados de fluência são de longa duração, podendo durar até 10.000 h, e não conseguem caracterizar a resistência de cada região de uma junta soldada em separado, o que restringe a aplicação no meio industrial. Assim, novos métodos para a determinação da resistência à fluência têm sido desenvolvidos ao longo dos anos a fim de caracterizar com maior detalhamento as diferentes regiões das juntas soldadas. O Small Punch Test (SPT) mostra grande potencial para a avaliação da resistência à fluência de aços. Dobes & Milicika (2002) relatam que a forma da curva de deflexão central do cp de SPT versus o tempo de ensaio sob carga constante é qualitativamente semelhante às curvas de fluência resultante do teste uniaxial convencional. A Figura 2.27 mostra as curvas de fluência para diferentes regiões de uma junta soldada de aço P91, onde se pode observar grande semelhança com a curva de um ensaio convencional. Contudo, atualmente, não existe teoria consolidada para a correlação dos dados obtidos com os ensaios convencionais, pois a deformação que ocorre no SPT envolve interações de vários processos não lineares (Hyde et al., 2012). 52

Figura 2.27 - Curvas de fluência para diferentes regiões de junta soldadas de aço P91 obtidas através de SPT (Fonte: Hyde & Sun, 2009). Segundo Blagoeva & Hurst (2009) os ensaios convencionais de fluência são diretamente relacionados aos fatores carga/área enquanto que os ensaios de SPT são determinados apenas pela carga. Dessa maneira é preciso determinar a correlação carga e deslocamento com tensão e deformação, respectivamente, para os ensaios de SPT. Como base no teorema da membrana se obteve a seguinte relação para carga e tensão, sendo K uma constante dependente do material: P σ = 3,33Ka p 0,2 R s 1,2 t (2.19) Substituindo os valores de a p e R s para os padrões (a p = 2,0 mm; R s = 1,25 mm; t = 0,5 mm) e considerando K = 1,0, obtém-se a relação apresentada na Equação 2.20. 53

P σ = 1,4 mm2 (2.20) Mesmo obtendo resultados muito relevantes, Blagoeva & Hurst (2009) descreveram que a correlação direta entre os resultados do SPT e o convencional não pode ser alcançada usando um fator de correlação de carga /tensão de 1,4 (K = 1,0) com alta tensão (ensaios de curto prazo). Na verdade, um valor de K = 1,3 seria mais apropriado para a correlação para as condições de ensaio aplicadas. Hyde & Sun (2000) descrevem uma solução analítica para o ensaio de fluência por Small Punched com base na geometria do punção (R s = 1,25 mm) e da matriz (a p = 2,0 mm). Assim, usando a Equação 2.22 os deslocamentos do punção (Δ), obtidos experimentalmente, podem ser convertidos em deformação. ε = 0,17959Δ 0,09357Δ 2 0,0044Δ 3 (2.21) 54

Capítulo 3 Materiais e Métodos 3.1. Materiais No presente trabalho foram usados dois materiais: dois tubos com classificação ASTM A335 Grau P91 modificado e Grau P92, respectivamente. 3.1.1 ASTM A335 Grau P91 modificado Neste trabalho foi utilizado um tubo com diâmetro externo de 152 mm e espessura de parede de 18 mm, fabricado sem costura e na condição normalizado a 1070 C e revenido a 770 ºC, sendo ambos os tratamentos seguidos de resfriamento ao ar. 55

Para a soldagem da raiz das juntas foi usado arame-eletrodo, fabricado conforme a especificação SFA 5.28 pela Metrode, marca comercial CORMET M91, classificação E90C-B9, com diâmetro de 1,2 mm e para os passes de enchimento foi utilizado o eletrodo E91T1-B9. As composições químicas e as propriedades mecânicas do metal de base e dos eletrodos estão apresentadas nas Tabelas 3.1 a 3.4. Tabela 3.1 - Composição química do aço ASTM A335 P91 (% de peso). C Si Mn P S Cu Cr Ni 0,108 0,33 0,53 0,013 0,002 0,190 8,560 0,300 Mo V N Al Nb As Sn Ti 0,870 0,221 0,053 0,012 0,067 0,006 0,150 0,003 Tabela 3.2 - Composição química do eletrodo de raiz E90C-B9 (% de peso). C Si Mn P S Cu Cr 0,09 0,30 0,80 0,001 0,009 0,03 8,0 Ni Mo V N Al Nb Ni + Mn 0,30 0,87 0,18 0,05 0,008 0,03 1,10 Tabela 3.3 - Composição química do eletrodo de enchimento E91T1-B9 (% de peso). C Si Mn P S Cu Cr 0,11 0,34 0,89 0,020 0,006 0,05 9,4 Ni Mo V N Al Nb Ni + Mn 0,47 0,95 0,22 0,05 0,004 0,04 1,36 56

Tabela 3.4 - Propriedades mecânicas dos materiais. σle (MPa) σlr (MPa) Alongamento (%) Norma ASTM A335 P91 > 415 > 585 > 19 Fabricante 638 724 20 E90C-B9 650 780 17 E91T1-B9 660 790 20 3.1.2 ASTM A335 Grau P92 O segundo material utilizado neste trabalho consta de parte de um tubo de aço ASTM A335 Grau P92 com diâmetro externo de 323 mm e 60 mm de espessura de parede. A composição química do material (obtida em laboratório) e as propriedades mecânicas estão mostradas nas Tabelas 3.5 e 3.6. Tabela 3.5 - Composição química do aço P92 (% de peso). C Cr W Mn Mo V Ti Nb Ni 0,11 9,62 1,62 0,17 0,50 0,23 0,18 0,10 0,10 Tabela 3.6 - Propriedades mecânicas do material ASTM A335 P92. σle (MPa) σlr (MPa) Alongamento (%) Norma ASTM A335 P92 >440 >620 20 Fabricante 516 688 25 57

3.2. Soldagem das amostras As juntas soldadas de aço P91 foram confeccionadas pelos processos de arame tubular com núcleo metálico (MCAW) e arame tubular com núcleo fluxado (FCAW), que vêm sendo cada vez mais aplicados em juntas tubulares, em campo ou fábrica, devido à alta produtividade e boa qualidade superficial das juntas formadas. Foram usadas distâncias de 12 mm entre o bico de contato e a peça (stick-out) e velocidades de alimentação de arame para a soldagem da raiz (MCAW) e do enchimento (FCAW) de 48 mm/s e 70 mm/s, respectivamente. A proteção da poça de fusão foi feita por uma mistura de 98 % de argônio e 2 % de CO2 com vazão de 12 L/min e argônio comercial (99,99 % de pureza) com vazão de 16 L/min foi usado como gás de purga (apenas no passe de raiz), utilizando chanfro em V (75 de ângulo de abertura, 3,0 mm de abertura da raiz e 1,5 mm de face da raiz). A temperatura de interpasse foi de aproximadamente 255 C e o aquecimento realizado por meio de resistência elétrica, protegida por manta isolante. O dimensionamento final das amostras e o croqui com a sequência de passes estão representados nas Figuras 3.1a e 3.1b. (a) (b) Figura 3.1 - Junta tubular soldada: (a) detalhamento da junta (mm); (b) sequência de passes. 58

Após a soldagem as amostras foram aquecidas à temperatura de 300 C por 20 minutos para o alívio de hidrogênio. Em seguida, após resfriamento até a temperatura ambiente, uma parte de cada amostra (meia cana) foi submetida ao tratamento térmico de revenido com aquecimento à taxa máxima de 125 C/h até à temperatura de patamar correspondente a 760 C ±5 C por 2 h. O resfriamento até 250 C foi controlado à taxa máxima de 125 C/h. Para o aço P92 as juntas foram obtidas através do processo TIG, para o passe de raiz, e eletrodo revestido para os passes de enchimento. Para o passe de raiz foi utilizado arame de 2,5 mm de diâmetro, temperatura de pré-aquecimento de 230 C, utilizando argônio comercial como gás de purga. Os três passes subsequentes forma realizados com eletrodo de 3,2 mm e o restante dos passes de enchimento com diâmetro 4,0 mm. Em todos os passes foi mantida a temperatura interpasse de aproximadamente 300 C. Em todo o processo foi mantida a posição plana de soldagem através do acoplamento dos tubos em uma máquina de rotação de grande porte. A Figura 3.2 detalha o chanfro usado para a soldagem das juntas de aço P92. O tratamento térmico pós soldagem foi realizado com uma taxa de aquecimento de 100 C/h até atingir a temperatura de 755 C, mantida por 4 h. Após, as juntas foram resfriadas a uma taxa de 315 C/h. Figura 3.2 - Detalhamento do chanfro para as juntas de aço P92 (unidades em mm). 59

3.3. Análise das tensões residuais aço P91 Na análise da integridade de tubulações soldadas a avaliação da raiz das juntas soldadas apresenta grande dificuldade, tendo em vista que as mesmas ficam quase sempre inacessíveis. Assim, um dos objetivos deste trabalho constituiu no estudo das tensões residuais na raiz das juntas soldadas, sendo para isso necessário o corte da amostra tubular em meia-cana, possibilitando o acesso à parte interna do tubo de aço P91. Neste trabalho foram analisados dois tubos soldados, obtidos por diferentes procedimentos, ao final dos quais foi possível comparar o comportamento das tensões residuais geradas após o processo de corte e tratamento térmico pós soldagem (TTPS) das juntas. As etapas de confecção das amostras estão detalhadas na Tabela 3.7. As tensões residuais superficiais foram medidas na direção transversal das amostras, na camada de acabamento e na raiz das juntas soldadas, no Laboratório de Análise de Tensões LAT, do Departamento de Engenharia Mecânica da UFF. 60

Tabela 3.7 - Descrição das etapas de obtenção das amostras soldadas de aço P91 e medição das TR. Etapas Amostra 1 Amostra 2 1 Soldagem circunferencial 360º das partes. 2 Medição das TR em duas regiões no acabamento do cordão de solda: a 90º e a 270º do início da soldagem. 3 Corte em duas meias-canas na região do início da soldagem. 4 Medição das TR nas regiões de acabamento e raiz das meias-canas soldadas. Corte do tubo em quatro meias-canas. Soldagem semicircunferencial das partes em duas meias-canas. Medição das TR nas regiões de acabamento e raiz nas duas meiascanas soldadas. TTPS em uma meia-cana amostra 2A. 5 TTPS em uma meia-cana amostra 1A. Medição de TR no acabamento e na raiz da meia-cana com TTPS. 6 Medição de TR no acabamento e na raiz da meia-cana tratada termicamente. Corte confecção de cp s de fluência e Small Punch Test em ambas as condições. 7 Corte confecção de cp s de tração em ambas as condições. 8 Análise microestrutural e microdureza Vickers nas duas meias-canas. 61

As tensões residuais foram medidas por difração de raios-x, pelo método do sen 2, utilizando radiação Cr ( Crk = 2,29092Å), difratando o plano (211) da ferrita, com um analisador de tensões da marca XStress3000 (Figura 3.3), fabricado pela Stresstech, conforme parâmetros detalhados na Tabela 3.8. Figura 3.3 - Analisador de tensões XStress3000. Tabela 3.8 - Parâmetros para medição das tensões residuais. Diâmetro do colimador 2,0 mm Ângulo 2θ 156,41 Ângulos ψ 0; 20; 30; 40 e 45 Tempo de exposição Corrente Tensão 10 s 6,7 ma 30 V A Figura 3.4 apresenta o esquema de medição das TR realizado nas juntas de aço P91. 62

(a) (b) Figura 3.4 - Representação esquemática da meia-cana soldada mostrando a localização (pontos vermelhos e ângulos) das medidas de TR (a) no acabamento; (b) na raiz. 3.4. Propriedades mecânicas 3.4.1. Ensaios de Tração Os ensaios de tração foram realizados no Instituto de Soldadura e Qualidade (ISQ) segundo as normas ISO 6892-1 e ISO 6892-2 para a temperatura ambiente e alta temperatura, respectivamente. Em conformidade com a norma podem ser usados dois métodos para a determinação da velocidade de ensaio. Devido à limitação dos extensômetros utilizados, o ISQ opta por usar dois tipos de controle de velocidade para os ensaios de tração em altas temperaturas: até o escoamento é usado o controle de força (Método B), velocidade em kn/min, e após atingir o limite de escoamento do material o ensaio possa a ser realizado em controle de posição (Método A - 4 mm/min). A mudança de controle se dá quando a deformação atinge 3 %. Assim sendo, em todos os ensaios a altas temperaturas foi usada a velocidade de 2 kn/min até 3% de deformação seguida do controle de posição de 4 mm/min até a 63

ruptura do corpo de prova. Para os ensaios de tração em temperatura ambiente foi usada, com base no Método A, a taxa de 1,5%/min (2,5 x 10-3 s -1 ). O aço P91 foi estudado como objetivo de caracterizar a influência do tratamento térmico pós soldagem (TTPS) nas tensões residuais, propriedades mecânicas em elevadas temperaturas e resistência à fluência das juntas soldadas pelos processos Metal Cored e Flux Cored. Os ensaios de tração foram realizados no material de base (MB) e nas juntas soldadas nas condições pós soldagem e com TTPS em seis temperaturas: ambiente (~ 25 C), 500, 550, 600, 650 e 700 C. As dimensões dos corpos de prova (cp s) de tração estão apresentadas na Figura 3.5. Figura 3.5 - Detalhamento dos cp s de tração (unidades em mm). Com relação ao aço P92, o foco era obter dados suficientes para serem correlacionados aos obtidos através do ensaio Small Punch Test (STP) e, dessa forma, o estudo sobre a influência do TTPS nas propriedades mecânicas das juntas foi suprimido para este aço. Neste contexto, foram utilizados cp s com as mesmas dimensões (Figura 3.5) e as seguintes condições de temperatura: ambiente, 500, 550, 620 e 650 C. Contudo, devido à limitação de material, principalmente com metal de solda, em algumas temperaturas não foi possível realizar ensaios convencionais de tração. Como descrito anteriormente, os ensaios de tração foram realizados no Instituto de Soldadura e Qualidade (ISQ) Portugal, em máquinas de tração Instron, conforme mostra a Figuras3.6a. Em todos os ensaios em altas temperaturas foram adquiridas as 64

curvas de taxa de aquecimento. A Figura 3.6 detalha o posicionamento dos cp s para ensaios em altas temperaturas. (a) (b) Figura 3.6 - (a) Máquina de tração utilizada nos ensaios convencionais de tração; (b) detalhe do posicionamento do cp nos ensaios de tração em altas temperaturas. 3.4.2. Ensaios de Fluência Os ensaios de fluência convencional foram realizados apenas nas juntas soldadas de aço P91, conforme os parâmetros apresentados na Tabela 3.9, para as condições após soldado e com TTPS, a fim de comparar os resultados obtidos e detalhar como o TTPS influencia na resistência à fluência da junta soldada. Foi usinado apenas um cp de cada condição devido à disponibilidade de material, equipamentos e tempo, para uma maior 65

amostragem. As dimensões dos corpos de prova para os ensaios de fluência convencional estão representadas na Figura 3.7. Tabela 3.9 - Parâmetros usados nos ensaios de fluência. Temperatura (C) Tensão (MPa) 550 180 200 220 600 120 140 180 Figura 3.7 - Corpo de prova de fluência (unidades em mm). Os ensaios foram realizados em máquinas de fluência do Instituto de Soldadura e Qualidade (ISQ) Portugal, como detalha a Figura 3.8. Em todos os casos foram realizados ensaios sob carga constante, calculada individualmente para cada cp, de acordo com a sua seção transversal. 66

(a) (b) Figura 3.8 - (a) Máquina de fluência utilizada nos ensaios convencionais; (b) detalhe do posicionamento do cp. 3.5. Ensaios de Small Punched Os ensaios de SPT (Small Punched Test) para avaliação das propriedades mecânicas foram realizados nas diferentes regiões das juntas: metal de base (MB), zona termicamente afetada de grãos grosseiros (ZTA-GG), zona termicamente afetada de grãos finos (ZTA-GF) e metal de solda (MS). O procedimento de obtenção dos cp s está representado na Figura 3.9. 67

Figura 3.9 - Desenho esquemático do corte para a obtenção dos cp s de SPT. Primeiramente, foram usinados cilindros de 8,0 mm de diâmetro e 85 mm de comprimento com as juntas centralizadas. Os cilindros foram cortados para a obtenção de discos com cerca de 0,6-0,7 mm de espessura, que foram posteriormente lixados com lixa 600 até a espessura final de 0,5 ± 0,002 mm. As propriedades mecânicas das diferentes regiões das juntas soldadas obtidas através de SPT foram avaliadas em diferentes temperaturas, para o aço P91: ambiente, 550 C e 600 C; para o aço P92: ambiente, 600 C e 650 C. Os ensaios de SPT foram realizados com um sistema adaptado à máquina de tração Instron, detalhado na Figura 3.10. 68

(a) (b) Figura 3.10 - (a) Máquina de tração com sistema de SPT acoplado; (b) detalhe do sistema de SPT. Para ensaios em altas temperaturas foi utilizada uma célula de carga de 30 kn (classe 0,5 - alta precisão), sendo necessário acoplar um extensômetro de quartzo ao sistema, garantindo maior precisão na aquisição dos dados de deslocamento em comparação ao sistema da máquina. Primeiramente foram realizados ensaios em ambos os metais de base. Dessa forma foi possível fazer uma correlação primária com a literatura e uma estimativa de cálculo para as demais regiões. Para as juntas de aço P91 foram estudadas duas condições: sem TTPS e com TTPS e para o aço P92 apenas na condição final, ou seja, com TTPS. Os ensaios foram feitos sem atmosfera controlada, com uma taxa de deslocamento constate do punção de 0,2 mm/min. Em cada condição foram feitos dois ensaios, com exceção das regiões da ZTA (ZTA-GG e ZTA-GF), devido à limitação de material para essas regiões. Também foram adquiridos dados sobreas taxas de aquecimento. 69

Ensaios de microdureza Vickers e análise metalográfica por microscopia ótica e análises das superfícies de fratura por microscópio eletrônico de varredura (MEV), nos ensaios de tração e SPT complementaram o trabalho. 70

Capítulo 4 Resultados e Discussões No presente capítulo, os resultados são apresentados em partes, a saber: detalhamento metalúrgico e perfis de microdureza Vickers das juntas soldadas; análise das tensões residuais provenientes do processo de soldagem das amostras de aço P91; estudo sobre a influência do tratamento térmico pós soldagem nas propriedades mecânicas e resistência à fluência das juntas soldadas de aço P91 (ensaios mecânicos e de fluência); análise sobre a eficiência dos ensaios em miniatura (Small Punched Test) para a caracterização das propriedades mecânicas de diferentes regiões das juntas soldadas de aços P91 e P92. Complementarmente são apresentadas microscopias eletrônicas de varredura das fraturas dos cp s para uma melhor caracterização dos resultados, principalmente as relacionadas aos ensaios de SPT. 71

4.1 Caracterização microestrutural As juntas soldadas de aço P91 e P92 foram analisadas macro e microscopicamente para descrever suas principais características metalúrgicas. Complementarmente foram levantados perfis de microdureza Vickres na seção transversal das juntas em diferentes regiões. 4.1.1. Aço ASTM A335 P91 modificado A Figura 4.1 mostra a macrografia da junta de aço P91, soldada pelos processos FCAW e MCAW. Figura 4.1 - Macrografia esquemática da junta soldada de aço P91 (unidades em mm) Analisando a Figura 4.1 é possível observar a presença de poros no metal de solda na região dos passes de enchimento, que poderiam prejudicar o desempenho da junta em serviço. Como mencionado na seção 2.1.1, o ciclo térmico de soldagem resulta em regiões diferentemente aquecidas e plastificadas durante a formação de uma junta soldada e, consequentemente, as microestruturas ao longo da seção transversal da mesma são bem distintas, como pode ser observado na Figura 4.2. 72

Figura 4.2 - Perfil microestrutural da raiz da junta pós soldagem. 73

A Figura 4.2 apresenta o perfil microestrutural na região da raiz da junta soldada de aço P91 após a soldagem. De cima para baixo é possível observar o metal de solda (MS), a zona termicamente afetada (ZTA) de grãos grosseiros (ZTA-GG), a ZTA de grãos finos (ZTA-GF) e o metal de base (MB) embaixo. Com esse aumento, a determinação exata da chamada zona intercrítica é muito difícil, pois a mesma, além de ser muito estreita, é bem semelhante à ZTA-GF. A microscopia do metal de base está representada na Figura 4.3, que consiste de martensita revenida com a presença de carbonetos precipitados (pontos escuros). Figura 4.3 - Microscopia do metal de base do aço P91. As microscopias do metal de solda como soldado e após o tratamento térmico pós soldagem (TTPS) estão mostradas nas Figuras 4.4a e 4.4b, respectivamente. Para a junta na condição como soldada a microestrutura é constituída de ripas de martensita. Entretanto, após a realização do tratamento térmico, uma microestrutura de martensita revenida, com elevada precipitação de carbonetos, pode ser nitidamente observada. 74

(a) (b) Figura 4.4 - Metal de solda (a) como soldado; (b) após o TTPS. Além do próprio metal de solda, a zona termicamente afetada de grãos grosseiros (ZTA-GG Figura 4.5a), é a região que experimenta temperaturas mais elevadas durante a soldagem e, assim, os precipitados, que impedem o crescimento dos grãos de austenita em condição de temperaturas mais baixas, são dissolvidos. Logo após o TTPS nota-se, da mesma forma que apresentado no metal de solda, uma massiva precipitação de carbonetos (Figura 4.5b). (a) (b) Figura 4.5 - ZTA de grãos grosseiros:(a) como soldado; (b) após o TTPS. A temperatura de pico na ZTA de grão finos (ZTA-GF) não é suficientemente alta para dissolver completamente os precipitados existentes, o que pode explicar a presença 75

de alguns precipitados na condição como soldado, conforme pode ser observado na Figura 4.6. A microestrutura da ZTA-GF é muito semelhante à microestrutura do metal de base, o que torna particularmente difícil a sua identificação, diferenciando somente pela quantidade de carbonetos. Contudo, a Figura 4.6b apresenta a microestrutura da ZTA-GF na condição após o TTPS onde pode ser observada uma coalescência dos carbonetos não dissolvidos durante a soldagem. (a) (b) Figura 4.6 - ZTA de grãos finos: (a) como soldado; (b) após o TTPS. Os perfis de microdureza das juntas soldadas foram obtidos entre três regiões distintas: no passe de raiz, na camada intermediária e na camada de acabamento, como apresentado na Figura 4.7. 76

500 450 Pós Soldagem TTPS Microdureza (HV) 400 350 300 250 ZTA ZTA 200 (a) -25-20 -15-10 -5 0 5 10 15 20 25 Distância ao centro do cordão (mm) 500 450 Pós Soldagem TTPS Microdureza (HV) 400 350 300 250 ZTA ZTA 200 (b) -25-20 -15-10 -5 0 5 10 15 20 25 Distância ao centro do cordão (mm) 500 450 Pós Soldagem TTPS Microdureza (HV) 400 350 300 250 ZTA ZTA 200-25 -20-15 -10-5 0 5 10 15 20 25 Distância ao centro do cordão (mm) Figura 4.7 - Perfis de microdureza Vickers para as juntas soldadas de aço P91 (a) no acabamento, (b) na camada intermediária e (c) na raiz. (c) Os valores de microdureza da junta, após o processo de soldagem, foram muito elevados (aproximadamente 420 HV), possivelmente devido à microestrutura martensítica predominante em toda a extensão da mesma. Entretanto, após o tratamento 77

térmico pós soldagem os valores foram significativamente reduzidos na região do metal de solda (cerca de 260 HV). A ZTA apresentou regiões macias, ou seja, os valores de dureza são mais baixos do que os do metal de base ou do metal de solda após o tratamento térmico. Pode-se observar ainda que, após a soldagem, a mesma região apresentava valores de dureza mais baixos que os do metal de solda, lembrando que as amostras foram obtidas de juntas diferentes e, não seria possível ter exatamente o mesmo local para as ZTAs antes e após o TTPS e, por esta razão elas estão destacadas nas figuras. Durante a soldagem, a transformação parcial da martensita do metal de base para austenita, bem como a dissolução parcial dos precipitados, podem resultar na formação de martensita com baixo carbono durante o resfriamento. Dessa forma, no tratamento térmico pós soldagem menos precipitados se formaram nestas regiões e o coalescimento rápido dos precipitados parcialmente dissolvidos podem ser a causa da queda da dureza e também da resistência mecânica da região da ZTA de grãos finos e intercrítica. 4.1.2. Aço ASTM A335 P92 A Figura 4.8 mostra a macrografia esquemática da junta soldada do aço P92 onde é observada uma zona termicamente afetada (ZTA) bem estreita nos passes de enchimento e de acabamento, soldados pelo processo eletrodo revestido (SMAW). Por outro lado, na raiz da junta soldada, os passes obtidos pelo processo TIG, apresentam uma ZTA mais extensa. 78

Figura 4.8 - Macrografia esquemática da junta soldada de aço P92. A análise microestrutural do metal de base mostrou que o mesmo é constituído de martensita revenida (Figura 4.9) com carbonetos precipitados. Figura 4.9 - Microscopia do metal de base (aumento de 500x). 79

As Figuras 4.10a e 4.10b apresentam a microestrutura da região do metal de solda e a ZTA das juntas soldadas, respectivamente, constituídas também de martensita revenida. (a) (b) Figura 4.10 - (a) Metal de solda (a) e (b) ZTA (aumento de 500x). A microdureza da junta soldada do aço P92 foi realizada em duas regiões: raiz e acabamento e os perfis estão representados nas Figuras 4.11ae 4.11b, respectivamente. Os valores de microdureza na região do metal de solda apresentaram valores maiores do que os estabelecidos pela norma ASTM A-335 (até 270 HV) e, mesmo com uma ZTA de extensão reduzida nota-se para a camada de acabamento (soldagem por eletrodo) que há valores de microdureza mais baixos do que os de metal de base. Contudo, na raiz da junta não foi observado esse fenômeno (processo TIG). 80

500 500 450 450 Microudereza (HV) 400 350 300 250 ZTA Microudereza (HV) 400 350 300 250 ZTA 200 200-25 -20-15 -10-5 0 5 10 15 20 25 Distância ao centro do cordão (mm) -25-20 -15-10 -5 0 5 10 15 20 25 (a) (b) Figura 4.11 - Perfis de microdureza Vickers para as juntas soldadas de aço P92 (a) no acabamento e (b) na raiz. 4.2. Tensões residuais aço P91 Primeiramente, foi analisada a influência do processo de corte nas tensões residuais pós soldagem. Para isso um tubo foi soldado circunferencialmente, denominado amostra 1 e as tensões residuais (TR) foram medidas nos pontos representados na Figura 3.4a, na direção transversal ao cordão. Após essa primeira análise, a amostra foi cortada em meia-cana, obtendo duas amostras denominadas 1A (contendo a região a 90 ) e 1B (região a 270 ) e novamente as tensões residuais foram medidas. A Figura 4.12 mostra o perfil das TR superficiais no acabamento das juntas antes e após o processo de corte. 81

Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400-600 Metal Base ZTA Região 1-90º Pós soldagem Após corte Metal de Solda ZTA Metal Base -20-10 0 10 20 30 Distância ao centro da junta (mm) (a) Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400-600 Metal Base -20-10 0 10 20 30 (b) ZTA Região 2-270º Metal de Solda Distância ao centro da junta (mm) Pós soldagem Após corte ZTA Metal Base Figura 4.12 - Influência do processo de corte nas tensões residuais transversais ao cordão de solda na superfície das juntas (a) amostra 1A e (b) amostra 1B. Observando a Figura 4.12 é possível notar que o processo de corte causa um alívio das tensões residuais de tração no passe final das amostras. Este fato pode estar relacionado a uma provável mudança dimensional (abertura do tubo), que não foi medida. O processo de corte reduziu a restrição à deformação, o que resultou em um rearranjo das tensões residuais. Para amostra 1B, a natureza trativa da tensão residual foi alterada para 82

compressiva. Isto mostra que o processo de soldagem e o nível da restrição das juntas influenciaram diretamente os perfis das tensões residuais. A influência dos procedimentos usados para a obtenção das amostras pode ser observada na Figura 4.13, que apresenta os valores de TR medidos nos dois tubos (amostras 1 e 2) na região de acabamento das juntas. Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400-600 Metal Base ZTA -20-10 0 10 20 30 Distância ao centro da junta (mm) (a) Região 1-90º Região 2-270º Metal de Solda ZTA Metal Base Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400-600 Metal Base ZTA Metal de Solda ZTA -20-10 0 10 20 30 Distância ao centro da junta (mm) Amostra 2A Amostra 2B Metal Base (b) Figura 4.13 - Perfil das tensões residuais transversais ao cordão de solda no acabamento das juntas: (a) amostra 1; (b) amostra 2. 83

Fica evidente que as tensões residuais geradas pela soldagem na superfície das juntas são de natureza compressiva para o tubo soldado em meia-cana (amostra 2), o que caracterizaria um estado benéfico no âmbito das tensões residuais. Entretanto, sendo o processo de soldagem muito heterogêneo, cada amostra apresenta um perfil específico de tensões residuais. O controle das temperaturas de pré-aquecimento e interpasse no processo de soldagem é muito importante pois reduzir o gradiente térmico entre o metal de base e o metal de solda e diminuem a velocidade de resfriamento entre os passes, promovendo a libertação de hidrogênio por efusão. Além disso, diminuem a probabilidade de nucleação de trincas a frio. Dessa maneira, neste trabalho as temperaturas foram controladas conforme a norma API 938-B e como o mencionado por Yaghi et al. (2013). O estado de tensões apresentado nestas juntas (Figura 4.13b) pode ser explicado pelo fato de que o pré-aquecimento e a temperatura interpasse utilizados no processo de soldagem do aço P91 devem estar dentro da gama de transformação martensítica (M i e M f ), garantindo uma transformação parcial da austenita durante a soldagem. Ao final do processo, quando a amostra foi resfriada até a temperatura ambiente, a transformação martensítica deve ter ocorrido com uma taxa de resfriamento mais baixa e controlada, resultando em níveis mais baixos de TR. No entanto, é preciso considerar que o valor M f é crítico para a geração de tensões residuais, pois uma temperatura M f muito próxima da temperatura ambiente resultaria em tensões residuais de menor magnitude, porque a diferença entre a temperatura de transformação de fase e a temperatura ambiente se torna menor e, portanto, a contração de resfriamento é minimizada. Para os aços P91, a temperatura M f se situa por volta de 100 C, dependendo do tamanho dos grãos da austenita primária. Assim, as tensões residuais macroscópicas de contração são minimizadas e aliviadas por tensões microscópicas de transformação de fase. No caso da 84

amostra 2, a soldagem foi realizada em meia-cana, o que poderia ter permitido a expansão e contração da junta durante o ciclo térmico de soldagem e resultou em tensões residuais de compressão, como mostrado na Figura 4.2b. Estes valores tensões residuais podem ser considerados benéficos no contexto da vida de fadiga do tubo. Por outro lado, com relação à amostra 1 (Figura 4.13a), soldada circunferencialmente, a restrição da junta resultou em gradientes de tensão mais elevados devido a diferença entre a expansão e a contração do volume durante o processo de soldagem. Considerando que a soldagem foi realizada em vários passes, cada passe subsequente afeta termicamente os passes adjacentes e, portanto, nestas interações pode ocorrer o revenimento dos passes anteriores e consequente redução do nível de tensões residuais. Como as temperaturas interpasses são controladas, há uma diminuição nas tensões residuais, devido à minimização dos gradientes térmicos envolvidos. No entanto, para o último passe são esperadas tensões residuais de tração, porque não há interação subsequente com outros passes e o resfriamento é mais abrupto com contração térmica severa. É importante ressaltar a diferença entre os perfis das tensões superficiais apresentados nas juntas 1 e 2, considerando que os parâmetros de soldagem usados na confecção de ambas as juntas foram os mesmos. Esse dado mostra que as etapas de confecção do cordão de solda, aliadas aos fatores de restrição da junta, são fundamentais para a determinação da natureza e magnitude das tensões residuais no processo de soldagem. Como são poucas as técnicas não destrutivas disponíveis para análise das tensões residuais no interior de tubos, as raízes das juntas não são comumente verificadas, mesmo se tratando de uma região com grande incidência de trincas e falhas. As Figuras 4.14a a 85

4.14d mostram o resultado das medições de TR em dois pontos distintos das raízes das juntas para cada amostra. Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400 Metal Base ZTA Amostra 1A -10-5 0 5 10 15 Metal de Solda ZTA Região 1-30º Região 2-60º Metal Base Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400 Metal Base Amostra 1B ZTA -10-5 0 5 10 15 Metal de Solda ZTA Região 1-30º Região 2-60º Metal Base -600 Distância ao centro da junta (mm) -600 Distância ao centro da junta (mm) (a) (b) Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400-600 Metal Base ZTA Amostra 2A -10-5 0 5 10 15 Metal de Solda ZTA Distância ao centro da junta (mm) Região 1-30º Região 2-60º Metal Base Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400-600 Metal Base Amostra 2B ZTA Região 1-30º Região 2-60º -10-5 0 5 10 15 Metal de Solda ZTA Distância ao centro da junta (mm) Metal Base (c) (d) Figura 4.14 - Perfil das tensões residuais transversais ao cordão de solda na raiz das juntas: após soldagem (a) amostra 1A; (b) amostra 1B; (c) amostra 2A; (d) amostra 2B. Como resultado, observamos que as duas juntas apresentam tensões residuais trativas e de elevada magnitude na raiz, sendo os maiores valores localizados na região do cordão de solda, em ambos os pontos analisados, o que pode influenciar diretamente na nucleação e propagação de trincas durante a vida em serviço da tubulação. 86

Macherauch & Wohlfahrt (1977) mostraram que nos processos de soldagem as tensões residuais são decorrentes da superposição de três fontes principais: contração, resfriamento e mudança de fase. Entretanto, pode haver casos em que uma fonte pode prevalecer sobre as outras e, com base nos gráficos apresentados nas Figuras 4.14a a 4.14d, pode-se prever que na raiz a principal fonte de TR foi a contração de resfriamento, considerando também que foi utilizado gás de purga, tornando o resfriamento mais intenso no passe de raiz. Após o tratamento térmico pós soldagem (TTPS) as tensões residuais foram medidas nas duas juntas, na região 1 de cada junta (Tabela 3.7). Os resultados apresentados na Figura 4.15 mostram que após o tratamento térmico as tensões residuais foram aliviadas na raiz das juntas e o mesmo ocorreu na superfície das mesmas. Cabe salientar que antes do tratamento a junta 2 continha campos de TR de compressão na superfície (Figura 4.13b) e segundo a literatura este estado compressivo é benéfico, principalmente, para materiais que trabalham em fadiga, como é o caso da tubulação de aço P91 onde a fadiga térmica é uma das principais causas de falhas nos componentes. Assim sendo, o TTPS atingiu o objetivo de aliviar as tensões trativas provenientes do processo de soldagem na raiz das juntas, contudo, também aliviou as tensões compressivas da superfície, que seriam benéficas para a vida em serviço das mesmas. 87

Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400-600 Metal de Base ZTA -10-5 0 5 10 15 (a) Metal de Solda ZTA Amostra 1A Amostra 1B Distância ao centro da junta (mm) Metal de Base Tensões Residuais (MPa) 400 200 0-200 -400-600 Metal de Base ZTA -20-10 0 10 20 30 (b) Metal de Solda ZTA Distância ao centro da junta (mm) Amostra 1A Amostra 2A Metal de Base Figura 4.15 - Perfil das tensões residuais transversais ao cordão de solda na raiz das juntas: após TTPS. Na indústria, é muito comum tentar relacionar valores de dureza com tensões residuais (TRs). Com base nos perfis apresentados nas Figuras 4.15a e 4.15b não seria possível fazer uma relação direta entre dureza e tensões residuais porque a natureza das 88

TRs é diferente de região para região (raiz e acabamento). O que poderia ser relacionado é a queda no valor de dureza como um indício de alívio das tensões residuais, tanto compressivas quanto trativas. Contudo, a microestrutura, obtida após a soldagem e tratamento térmico, poderia ser o fator preponderante nos valores de dureza das juntas soldadas desses aços. 4.3. Propriedades mecânicas Ensaios convencionais O conhecimento sobre o comportamento das propriedades mecânicas dos aços P91 e P92 em elevadas temperaturas é fundamental para estabelecer condições seguras em serviço, principalmente quando se refere às juntas soldadas. Assim sendo, ensaios de tração nos aços P91 e P92foram realizados sob diferentes temperaturas. 4.3.1. Propriedades mecânicas Aço P91 As juntas soldadas de aço P91 foram analisadas sob duas condições: pós soldagem e após TTPS, além dos ensaios feitos no metal de base, para detalhar como o TTPS pode influenciar no comportamento mecânico em altas temperaturas. A Tabela 4.1 resume os dados obtidos após os ensaios no metal de base. 89

Tabela 4.1 - Propriedades mecânicas do metal de base do aço P91. Temperatura ( C) σ L.E. (MPa) σ L.R. (MPa) Alongamento (%) Redução de área (%) Ambiente 580 ± 14 734 ± 3 24,5 ± 2,7 47,0 ± 0,5 500 470 ± 7 516 ± 23 15,9 ± 2,1 48,8 ± 1,0 550 365 ± 14 409 ± 12 16,4 ± 1,3 65,4 ± 0,2 600 335 401 28,2 66,4 650 228 ± 11 314 ± 6 31,0 ± 2,9 72,8 ±0,6 700 165 245 36,1 83,2 Analisando os resultados fica evidente a queda da tensão limite de escoamento e de resistência do material com a temperatura, que é mais significativa acima de 600 C. Pela norma, o aço P91 pode ser aplicado em condições de temperaturas até cerca de 650 C e, neste caso, a queda abrupta na resistência acima de 600 C é esperada. Com relação ao alongamento, é previsto que o aumento da temperatura resulte em uma maior ductilidade do material e, consequentemente maiores valores de alongamento e redução de área são obtidos, conforme foi observado na Tabela 4.1. Em temperatura ambiente os valores de alongamento estão de acordo com a norma. Entretanto, valores reduzidos de alongamento foram observados a 500 e 550 C e, como esperado, voltaram a subir em temperaturas mais elevadas. A redução de área e o alongamento tiveram um aumento expressivo entre 600-700 C, o que reafirma a grande perda de resistência do material acima de 600 C. Para todos os ensaios em alta temperatura, tanto para o aço P91 quanto para o aço P92, foram adquiridos os dados da taxa de aquecimento dos cp s, que foi uniforme, conforme mostra a Figura 4.16. Assim, pode-se afirmar que as condições de ensaios foram homogêneas. 90

Figura 4.16 - Taxa de aquecimento dos cp s para ensaio de tração. Para os ensaios de tração, o procedimento adotado para os testes foi primeiramente a conferência das dimensões e a marcação do comprimento útil dos cp s com o auxílio de um marcador (ensaios em temperatura ambiente) e de um punção (ensaios em altas temperaturas). Em todos os ensaios foi utilizado um extensômetro com precisão maior do que o deslocamento da máquina para a aquisição dos dados de deslocamento até a obtenção do limite de escoamento do material. Por esta razão, as curvas da Figura 4.17 apresentam um degrau, que não inviabiliza o ensaio, considerando que os dados para a aquisição do limite de resistência têm como base a maior carga obtida durante o ensaio e os dados de alongamento e redução de área são adquiridos diretamente do cp após o término do ensaio. 91

Figura 4.17 - Curvas tensão-deformação do metal de base do aço P91 para diferentes temperaturas. A Figura 4.18 mostra os valores de tensão limite de escoamento obtidos nas juntas soldadas para as condições pós soldagem e com TTPS, comparando-as ao comportamento do metal de base (MB). Na condição pós soldagem não foi possível adquirir dados de todas as temperaturas devido a um problema mecânico na máquina de tração, que resultou na perda de 4 corpos de prova, relativos às temperaturas de 550 ºC e 700 o C. 92

1000 Tensão Limite de Escoamento (MPa) 900 800 700 600 500 400 300 200 100 Metal Base Pós soldagem TTPS 0 Ambiente 500 550 600 650 700 Temperatura ( C) Figura 4.18 - Tensão limite de escoamento aço P91. Com base na Figura 4.18 é possível observar que, com relação às juntas sem TTPS, a tensão limite de escoamento é superior ao metal de base como era esperado devido à martensita formada no cordão de solda em oposição à martensita revenida apresentada no metal de base (Seção 4.6). Em comparação a condição após TTPS notase que o tratamento térmico de revenido, além de aliviar as tensões residuais provenientes do processo de soldagem resultou em diminuição nos valores do limite de escoamento, que tenderam a ser mais baixos do que os observados no metal de base. Ao final dos ensaios observou-se que todas as fraturas ocorreram na região do MB, como exemplifica a Figura 4.19. 93

Figura 4.19 - Macroscopia da região de fratura do cp sem TTPS a 600ºC. Os valores do limite de resistência das juntas e a comparação com os dados do MB estão representados na Figura 4.20. Novamente é possível notar que houve uma tendência para valores mais baixos de resistência após o tratamento térmico pós soldagem, com exceção do ocorrido à temperatura de 550 C. Tensão Limite de Resistência (MPa) 1000 900 800 700 600 500 400 300 200 100 0 Metal Base Pós soldagem TTPS Ambiente 500 550 600 650 700 Temperatura ( C) Figura 4.20 - Tensão limite de resistência aço P91. 94

A Figura 4.21 apresenta os resultados do alongamento e da redução de área. A norma API 938-B especifica valores mínimos de alongamento de 20% em temperatura ambiente para o metal de base, mas não determina quais deveriam ser os valores mínimos para as condições de altas temperaturas. Os fabricantes de tubos de aço P91, apresentam valores experimentais de alongamento mínimo de 17 % em temperatura ambiente para juntas obtidas por processos de soldagem semelhantes ao utilizados neste trabalho, como foi publicado por Haarmann et al. (2000). Alongamento (%) 50 40 30 20 10 Metal Base Pós soldagem TTPS Redução de Área (%) 100 80 60 40 20 Metal Base Pós soldagem TTPS 0 Ambiente 500 550 600 650 700 Temperatura ( C) 0 Ambiente 500 550 600 650 700 Temperatura ( C) (a) (b) Figura 4.21 - Aço P91: (a) alongamento e (b) redução de área. Observa-se na Figura 4.21a que os cp s na condição após TTPS apresentam valores de alongamento superiores os obtidos nos cp s após soldagem, além de mostrar a mesma tendência do MB, com um crescimento dos valores do alongamento para temperatura acima de 500 ºC. Por outro lado, não foi atingido o valor mínimo típico de 17 % em temperatura ambiente. Neste trabalho foram obtidos alongamentos de aproximadamente 15 % para as juntas soldadas na condição após TTPS em temperatura ambiente. O tratamento térmico pós soldagem (TTPS) influencia diretamente na ductilidade da junta, como apresenta a Figura 4.21a, dessa forma era de se esperar um 95

aumento na capacidade de deformação plástica com uma perda mínima de resistência mecânica, conforme mostrado na Figura 4.20. Com relação à redução de área, analisando a Figura 4.21b nota-se que, com exceção da temperatura de 550 C, os menores valores foram obtidos na condição após soldagem com mudança significativa de valores a partir de 550 C, afirmando a perda mais significativa da resistência mecânica do material acima dessa temperatura. A análise das fraturas através de microscopia eletrônica de varredura (MEV) com aumento de 35x apresentada na Figura 4.22a mostrou que em temperatura ambiente, para a condição pós soldagem a fratura dos cp s de tração foi dúctil com presença de regiões de característica frágil (brilhante). As Figuras 4.22b e 4.22c apresentam o detalhamento da parte dúctil com aumentos de 500x e 1000x. 96

(a) (b) (c) Figura 4.22 Imagens de MEV da fratura de cp de tração em temperatura ambiente na condição pós soldagem com diferentes aumentos (a) 35x; (b) 500x e (c) 1000x na região dúctil. 97

Com relação aos cp s da junta soldada com TTPS, foram observadas fraturas homogêneas e dúcteis com dimples de dimensões muito reduzidas, caracterizando o ganho de ductilidade das juntas após o TTPS (Figura 4.23). (a) (b) (c) Figura 4.23 - Imagens de MEV da fratura de cp de tração em temperatura ambiente na condição após TTPS com diferentes aumentos (a) 35x; (b) 500x e (c) 1000x. 98

4.3.2. Propriedades mecânicas Aço P92 Para o aço P92 foram realizados ensaios de tração no metal de base (MB) e na junta soldada na condição após TTPS. A Tabela 4.2 mostra os dados obtidos para o MB. Os valores de alongamento e de redução de área para elevadas temperaturas não são especificados por norma e, portanto inicialmente não foram adquiridos. Por esta razão nas temperaturas de 500 e 620 C não existem esses dados. Tabela 4.2 - Propriedades mecânicas do metal de base do aço P92. Temperatura ( C) σ L.E. (MPa) σ L.R. (MPa) Alongamento (%) Redução de área (%) Ambiente 485 675 26,9 45,9 500 376 497 - - 550 373 446 19,4 55,4 600 343 384 20,4 65,6 620 304 334 - - 650 265 320 23,5 74,0 A junta soldada do aço P92 foi caracterizada às temperaturas de 500, 600 e 620 C, em virtude de não haver material suficiente para o estudo em todas as faixas de temperaturas estudadas no aço P91, pois não estavam no escopo do projeto. Assim sendo, as Figuras 4.24a e 4.24b mostram a comparação entre os resultados obtidos no metal de base e na junta soldada do aço P92, de tensão limite de escoamento e de resistência, respectivamente. 99

Tensão Limite de Escoamento (MPa) 1000 900 800 700 600 500 400 300 200 100 0 Metal Base Junta Soldada Ambiente A 500 D 550 E 600 F 620 G 650 H Temperatura ( C) (a) Tensão Limite de Resistência (MPa) 1000 900 800 700 600 500 400 300 200 100 0 A D E F G H Ambiente 500 550 600 620 650 Temperatura ( C) Metal Base Junta Soldada Figura 4.24 - Aço P92: (a) tensão limite de escoamento e (b) tensão limite de (b) resistência. 100

Observando o comportamento quanto à resistência mecânica da junta soldada de aço P92, nota-se que comparado ao material de base, ela apresenta maiores valores, tanto de limite de escoamento quanto de resistência, mesmo em altas temperaturas, o que pode ser resultado dos processos utilizados para a soldagem desse material (Figuras 4.24a e 4.24b). É oportuno ressaltar que, embora possuam características de baixa produtividade, os processos de soldagem TIG (usado nos passes de raiz) e eletrodo revestido (nos passes de enchimento) são bem estabelecidos e estão relacionados à obtenção de juntas com alta integridade estrutural e baixa quantidade de defeitos. Lembrando que a condição estudada para as juntas soldadas de aço P92 é apenas após o tratamento térmico. Os valores de alongamento e de redução de área das juntas soldadas, em comparação ao metal de base estão mostrados nas Figuras 4.25a e 4.25b, respectivamente. Alongamento (%) 50 40 30 20 10 Metal Base Junta Soldada Redução de Área (%) 100 80 60 40 20 Metal Base Junta Soldada 0 A D E F G H Ambiente 500 550 600 620 650 Temperatura ( C) 0 A D E F G H Ambiente 500 550 600 620 650 Temperatura ( C) (a) (b) Figura 4.25 - Aço P92: (a) alongamento e (b) redução de área. Analisando os dados das figuras é possível observar uma queda nos valores de alongamento por volta de 500 C, que volta a aumentar com a temperatura, tanto para o metal de base (MB) quanto para as juntas soldadas, coincidindo com o mesmo comportamento apresentado pelo aço P91. À temperatura de 600 C observa-se um 101

pequeno ganho na ductilidade das juntas soldadas em comparação com os valores do MB. Com o aumento da temperatura ocorreu o aumento dos valores de redução de área, principalmente para as juntas soldadas. 4.4. Ensaios de fluência As curvas obtidas nos ensaios de fluência do aço P91 à temperatura de 550 C dos corpos de prova (cp s) na condição pós soldagem e após TTPS estão apresentados nas Figuras 4.26a e 4.26b, respectivamente. 102

Pós Soldagem 5 180 MPa 200 MPa 220 MPa 4 Deformação (%) 3 2 1 0 1 10 100 1000 Tempo (h) (a) 5 TTPS 4 180 MPa 200 MPa 220 MPa Deformação (%) 3 2 1 0 1 10 100 1000 Tempo (h) (b) Figura 4.26 - Curvas de fluência à temperatura de 550 C: (a) pós soldagem e (b) com TTPS. 103

A análise das Figuras 4.26 permite verificar que o tratamento térmico não foi significativo para a resistência à fluência das juntas soldadas na temperatura de 550 C. Vale ressaltar que, dos seis ensaios realizados, dois não romperam, sendo que ambos foram testados no modo carga constante, com tensão de carga de 200 MPa. Os ensaios foram interrompidos devido ao enorme tempo e os gastos despendidos para a realização dos mesmos. As Figuras 4.27a e 4.27b mostram as curvas obtidas para a temperatura de 600 C (aço P91). 104

5 Pós Soldagem 4 120MPa 140MPa 180MPa Deformação (%) 3 2 1 0 1 10 100 1000 Tempo (h) (a) 5 TTPS 120MPa 140MPa 180MPa 4 Deformação (%) 3 2 1 0 1 10 100 1000 Tempo (h) (b) Figura 4.27 - Curvas de fluência à temperatura de 600 C: (a) pós soldagem e (b) com TTPS. 105

Para condições apresentadas nas Figuras 4.27a 4.27b, os valores de tempo para a ruptura foram inferiores aos obtidos à temperatura de 550 C, mesmo aplicando tensões menores. Contudo, esse resultado era esperado, pois as propriedades mecânicas das juntas soldadas já mostravam uma queda acentuada de resistência mecânica em temperaturas acima de 600 C e o mesmo poderia ocorrer com relação à resistência à fluência. Os valores de tensão aplicada, apesar de menores do que para 550 C, foram muito elevados e, além disso, os mecanismos de deformação por fluência, que determinam as taxas mínimas de deformação por fluência do material e estão relacionados à temperatura e tensão (ver Figura 2.17) podem ter propiciado uma fratura muito mais rápida. Alguns autores, tais como Sklenicka et al. (2003), Kimura et al. (2009) e Abd El- Azim et al. (2013) estudaram o comportamento de aços Cr-Mo em altas temperaturas, principalmente quanto à resistência à fluência dos mesmos. Entretanto, existe ainda uma grande necessidade de detalhar o comportamento das juntas soldadas em elevadas temperaturas, porque a zona termicamente afetada é uma das regiões mais propícias para o surgimento de trincas de fluência, que podem resultar nas fraturas do tipo IV. Após o TTPS foi observada uma queda nos valores de dureza, que ocorre na região de grãos finos da zona termicamente afetada (ZTA) perto do material de base, ou seja, na zona intercrítica. Essa diminuição da dureza pode estar relacionada à perda de resistência à fluência das juntas soldadas. Sob tais condições, a zona intercrítica perde resistência em relação às regiões vizinhas e, com a aplicação de cargas/tensões elevadas, não suporta as interações, o que pode resultar em fraturas intergranulares, do Tipo IV. Deste modo, as juntas soldas de aço P91 geralmente apresentam valores mais baixos de resistência à fluência, quando comparadas ao material de base, independente do processo de soldagem utilizado. 106

A Figura 4.28 compara os dados de tempo de ruptura obtidos no presente trabalho juntamente com os apresentados por Haney et al. (2009), que compilaram dados da relação tempo de fratura vs tensão aplicada em aços T/P91 para temperaturas entre 500 e 700 C de diversos autores. Para melhor visualização, os resultados foram registrados na mesma figura, pois no presente trabalho não foram adquiridos dados sobre a resistência à fluência do metal de base. (a) (b) Figura 4.28 - Comparativo do tempo de ruptura por fluência das juntas soldadas com dados do metal de base da literatura apresentado por Haney et al. (2009): (a) 550 C e (b) 600 C. Analisando os dados apresentados nas Figuras 4.28 é possível observar com maior clareza que o tratamento térmico pós soldagem não influenciou significativamente nos valores de tempo de ruptura por fluência para as tensões de ensaio aplicadas, principalmente à temperatura de 550 C. A Figura 4.28b detalha que, após o TTPS, o decaimento nos valores do tempo de ruptura da junta soldada é muito maior do que a curva usada como base, o que mostra a possível fragilidade da mesma para aplicação a 107

esta temperatura, pois haveria um aumento drástico na inclinação da curva tempo vs tensão (curva lilás). Para adquirir os dados das taxas mínimas de fluência foi necessário tratar cada curva individualmente. Assim sendo, as Figuras 4.29 e 4.30 mostram as curvas de fluência de todos os cp s com a equação de aproximação da reta no segundo estágio de fluência para obtenção da taxa mínima de deformação. Na condição com carregamento de 200 MPa (temperatura de 550 C) os cp s não romperam e as taxas de deformação foram adquiridas a partir dos dados que os mesmos apresentavam no momento de interrupção dos ensaios. 108

Deformação (%) Deformação (%) Deformação (%) Deformação (%) Deformação (%) Deformação (%) 5 4 σ =180 MPa 5 4 σ =180 MPa 3 2 1 y = 0,000219x + 0,444319 R² = 0,993017 3 2 1 y = 0,000148x + 0,336492 R² = 0,974499 0 0 1000 2000 3000 4000 5000 Tempo (h) (a) 0 0 1000 2000 3000 4000 5000 Tempo (h) (d) 5 4 3 2 1 0 σ =200 MPa y = 0,000108x + 1,348372 R² = 0,997622 0 2000 4000 6000 8000 10000 Tempo (h) (b) 5 4 3 2 1 0 σ =200 MPa y = 0,000023x + 0,532746 R² = 0,905545 0 2000 4000 6000 8000 10000 Tempo (h) (e) 5 4 3 2 1 0 σ =220 MPa y = 0,002723x + 0,403973 R² = 0,996345 0 200 400 600 800 Tempo (h) (c) 5 4 3 2 1 0 σ =220 MPa y = 0,00807x + 0,27283 R² = 0,98992 0 50 100 150 200 Tempo (h) (f) Figura 4.29 - Curvas de fluência a 550 C: (a), (b) e (c) condição como soldado; (d), (e) e (f) após TTPS. 109

Deformação (%) Deformação (%) Deformação (%) Deformação (%) Deformação (%) Deformação (%) 5 4 σ =120 MPa 5 4 σ =120 MPa 3 2 1 y = 0,000372x + 0,395488 R² = 0,988385 3 2 1 y = 0,005183x + 0,188382 R² = 0,999351 0 0 500 1000 1500 2000 Tempo (h) 0 0 50 100 150 200 Tempo (h) (a) (d) 5 4 σ =140 MPa 5 4 σ =140 MPa 3 2 1 y = 0,099003x + 0,091767 R² = 0,991054 3 2 1 y = 0,020224x + 0,263324 R² = 0,989208 0 0 5 10 15 20 Tempo (h) 0 0 20 40 60 80 100 Tempo (h) (b) (e) 5 4 σ =180 MPa 5 4 σ =180 MPa 3 2 1 y = 0,016407x + 0,386161 R² = 0,984807 3 2 1 y = 0,206426x + 0,071925 R² = 0,985885 0 0 50 100 150 Tempo (h) 0 0 2 4 6 8 Tempo (h) (c) (f) Figura 4.30 - Curvas de fluência a 600 C: (a), (b) e (c) condição como soldado; (d), (e) e (f) após TTPS. Com base nas Figuras 4.29 e 4.30 foi estabelecida uma relação entre tensão e deformação. Nos corpos de prova submetidos a tensões mais elevadas houve uma maior deformação do cp, fenômeno que também pode estar relacionado à mudança no mecanismo de fluência predominante, responsável pela deformação, durante o ensaio. Os 110

valores de taxa mínima de fluência e tempo de ruptura obtidos para cada ensaio estão apresentados na Tabela 4.3. Tabela 4.3 - Valores de taxa mínima de deformação e tempo de ruptura dos ensaios de fluência. Temperatura ( C) 550 600 Condição Pós soldagem TTPS Pós soldagem TTPS Tensão aplicada (MPa) Taxa mínima de deformação (s -1 ) Tempo de ruptura (h) 180 1,48 x 10-4 4274 200 2,30 x 10-5 > 8837 220 8,07 x 10-3 176 180 2,19 x 10-4 4030 200 1,08 x 10-4 > 7864 220 2,72 x 10-3 632 120 3,72 x 10-4 1820 140 9,90 x 10-2 18 180 1,64 x 10-2 120 120 5,18 x 10-3 182 140 2,02 x 10-2 85 180 2,06 x 10-1 7 Vários métodos têm sido utilizados para prever o comportamento de materiais que trabalham em condições de alta temperatura e pressão por longos períodos. A Figura 4.31 apresenta as curvas Monkman-Grant para as juntas soldadas nas condições como soldado e após TTPS. 111

10 0 10-1 Pós soldagem TTPS Taxa de deformação (s -1 ) 10-2 10-3 10-4 10-5 10 0 10 1 10 2 10 3 10 4 10 5 Tempo de ruptura (h) Figura 4.31 - Curvas Monkman-Grant para as juntas soldadas nas condições pós soldagem e após TTPS. A Figura 4.31 foi gerada com valores apenas dos cp s rompidos. Analisando o gráfico é possível observar que a condição como soldado apresenta uma curva com decaimento mais acentuado comparado à tendência da junta tratada termicamente, caracterizando um ganho na resistência à fluência das juntas soldadas após o tratamento térmico pós soldagem. A partir dos parâmetros obtidos com base nas curvas seria possível estimar o tempo de ruptura para diversas condições de tensão e temperatura, como foi obtido para os ensaios que foram interrompidos, mostrados na Tabela 4.4. 112

Tabela 4.4 - Estimativa do tempo de ruptura para os ensaios interrompidos. Temperatura 550 Condição Taxa de deformação (%) Tempo de ruptura estimado (h) Pós soldagem 1,08 x 10-4 9588,18 Após TTPS 2,30 x 10-5 20854,01 A Figura 4.32 mostra a comparação da curva obtida para as juntas soldadas de aço P91 pelos processos Metal Cored/Flux Cored, após tratamento térmico, com a apresentada por Haney et al. (2009) para o metal de base (aço P91). 10-2 Taxa de deformação (s -1 ) 10-4 10-6 10-8 10-10 Junta soldada Haney 2009 10-2 10-1 10 0 10 1 10 2 10 3 10 4 10 5 10 6 Tempo de Ruptura (h) Figura 4.32 - Comparativo da relação de Monkman-Grant entre as juntas soldadas após TTPS e a curva para o material de base apresentada por Haney et al. (2009). As curvas apresentadas na Figura 4.32 mostram que as taxas de deformação das juntas soldadas são maiores quando comparadas às do metal de base, que foram obtidas por Haney et al. (2009). Os autores compilaram resultados de diversos trabalhos para a 113

obtenção da curva, entretanto os materiais e os tratamentos eram similares, o que dá credibilidade aos resultados por eles obtidos. Outro ponto importante a ser ressaltado é o quase paralelismo entre as curvas apresentadas, que pode ser um indício do comportamento específico de juntas soldadas de determinados materiais, que se comportam da mesma forma que os materiais de base, quando os tratamentos térmicos aplicados são adequados. Entretanto, seriam mais dados de tempo de ruptura por fluência da junta soldada, sob diferentes condições de temperatura e carregamento para aproximar mais a curva do comportamento real. 4.5. Ensaios de Small Punched Os ensaios de Small Punched para a análise das propriedades mecânicas em amostras reduzidas foram realizados em ambas as juntas (aço P91 e aço P92) em diferentes regiões e em três temperaturas, sendo a temperatura ambiente e 600 C aplicada para ambas. Primeiramente foram analisados os metais de base. A Figura 4.33 mostra as curvas obtidas para o metal de base (MB) do aço P91. 114

2,5 2,0 T amb 550ºC 600ºC Carga (kn) 1,5 1,0 0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Deslocamento do punção (mm) Figura 4.33 - Curvas de SPT para o metal de base do aço P91. Analisando a Figura 4.33, observa-se um padrão de decaimento da carga máxima com o aumento da temperatura, que é o mesmo padrão obtido nos ensaios convencionais. Com relação ao alongamento (relacionado ao deslocamento do punção), nota-se que à temperatura de 550 C há uma diminuição no valor do deslocamento do punção antes da ruptura do corpo de prova. Dessa maneira é possível perceber que, qualitativamente, os resultados obtidos por SPT descrevem bem o comportamento mecânico do material, pois o mesmo padrão foi obtido nos ensaios convencionais do aço P91. A Figura 4.34 apresenta as curvas de SPT para o aço P92 onde é observado um valor máximo de carga menor do que para o aço P91 e o deslocamento total do punção é semelhante nas temperaturas de 550 C e 600 C, similares aos ensaios convencionais. Entretanto, os valores de alongamento obtidos em temperatura ambiente através dos ensaios convencionais foram superiores aos de alta temperatura, 26 % (temperatura 115

ambiente) e 20 % (600 C), e a curva de SPT em temperatura ambiente mostra um comportamento contrário. 2,5 2,0 T amb 600 C 650 C Carga (kn) 1,5 1,0 0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Deslocamento do Punção (mm) Figura 4.34 - Curvas de SPT para o metal de base do aço P92. García et al. (2014) relatam que o ponto de deslocamento do punção relativo à carga máxima é mais preciso do que o valor final para a determinação do alongamento total do corpo de prova. Analisando as Figuras 4.33 e 4.34 sob esta perspectiva nota-se que o padrão de alongamento se torna qualitativamente mais próximo aos ensaios de tração para ambos os materiais. O aço P91 apresenta um alongamento maior em temperatura ambiente, um decréscimo em 550 C, sendo o alongamento a 600 C um pouco maior, porém não atingindo o valor da temperatura ambiente. Para o aço P92 têmse o maior valor de deslocamento do punção em temperatura ambiente, sendo exatamente o padrão dos ensaios convencionais. 116

As Figuras 4.35a e 4.35b detalham a parte inicial dos ensaios no metal de base dos aços P91 e P92, respectivamente. 0,30 0,25 T amb 550ºC 600ºC 0,30 0,25 T amb 600 C 650 C Carga (kn) 0,20 0,15 0,10 Carga (kn) 0,20 0,15 0,10 0,05 0,05 0,00 0,05 0,10 0,15 0,20 Deslocamento do punção (mm) 0,00 0,05 0,10 0,15 0,20 Deslocamento do Punção (mm) (a) (b) Figura 4.35 - Detalhamento da região elástica das curvas de SPT para o metal de base (a) aço P91 e (b) aço P92. Na primeira região do ensaio de SPT é apresentado o comportamento elástico do material, que é muito semelhante ao perfil de um ensaio de tração convencional. Entretanto, ao contrário do obtido através dos ensaios convencionais, as inclinações das curvas são bem heterogêneas e dependentes da temperatura. Mesmo assim, nota-se o decréscimo nos valores de carga onde começa a ocorrer o encruamento. Com base nos dados dos metais de base foram usadas correlações matemáticas para a conversão dos valores de carga para tensão de escoamento, considerando as equações descritas por García et al. (2014), entretanto, uma nova constante foi proposta tendo como base os valores do metal de base na temperatura ambiente e a 600 C, afim de tentar descrever com maior precisão o comportamento em alta temperatura das diferentes regiões das juntas. Não foi encontrado na literatura dados sobre o levantamento 117

Carga (kn) quantitativo do comportamento em altas de materiais e/ou juntas soldadas através de ensaios de SPT. Por se tratar de um ensaio em miniatura e também por apresentar um comportamento de membrana em grande parte do mesmo, a utilização de uma única constante para todos os tipos de materiais pode levar a erros grosseiros nas análises das propriedades mecânicas. Assim sendo, considerando que os dois materiais são aços Cr- Mo poderia ser viável a tentativa de agrupamento dos mesmos e, dessa forma os dados dos metais de base de ambos foram usados para definir as constantes que foram utilizadas nas equações da tensão limite de escoamento, tensão de resistência e alongamento. As Figuras 4.36 e 4.37 exemplificam como foram obtidos os valores de carga para a determinação da tensão limite de escoamento através do ensaio de SPT, com base nas três técnicas utilizadas neste trabalho: Mao, CEN e t/10, conforme descrito na Seção 2.4.1. Para cada condição (região e temperatura) foram realizados 2 ensaios. 0,35 Mao CEN 0,3 0,25 0,2 y = 0,2637x + 0,201 R² = 0,8302 0,15 0,1 0,05 0 y = 2,7754x - 0,0032 R² = 0,9724 0 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 Deslocamento do punção (mm) Figura 4.36 - Determinação da carga para obtenção do limite de escoamento do material segundo o método de Mao e CEN. 118

Carga (kn) 0,35 t/10 0,3 0,25 y = -7,8036x 2 + 2,7179x + 0,0041 R² = 0,9888 0,2 0,15 0,1 0,05 0 y = 2,7754x - 0,1419 R² = 0,9724 0 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 Deslocamento do punção (mm) Figura 4.37 - Determinação da carga para obtenção do limite de escoamento do material segundo o método de desenvolvido por García et al. (2014) - t/10. A Tabela 4.5 apresenta os valores obtidos para os metais de base (aço P91 e aço P92). Como mostrado nas Figuras 4.36 e 4.37, os valores de carga são muitos baixos e, por esta razão, foram apresentados na Tabela 4.3, em unidade N. Para cada condição foram realizados dois testes. 119

Tabela 4.5 - Cargas para determinação do limite de escoamento obtidas através dos ensaios de SPT para os metais de base. Material Aço P91 Aço P92 Corpo de Prova Carga (N) Mao CEN t/10 MB1 222,4 168,1 208,7 MB2 217,9 189,6 220,3 MB1 550 C 113,8 90,3 116,4 MB2 550 C 134,9 94,8 140,1 MB1 600 C 84,8 76,0 96,3 MB2 600 C 99,0 78,7 112,0 MB1 183,0 168,2 201,0 MB2 194,2 166,0 192,0 MB1 600 C 106,0 91,0 116,7 MB2 600 C 103 87,5 123,9 MB1 600 C 103,0 87,5 123,9 MB2 650 C 81,8 86,0 123,9 Com base nos dados apresentados na Tabela 4.5 foram determinados os valores P t 2 para cada método apresentado e a constante α 1, que correlaciona P t 2 e a tensão limite de escoamento do material foi obtida. As Figuras 4.38 a 4.40 apresentam as curvas P t 2 vs tensão limite de escoamento para ambos os aços estudados neste trabalho e para cada método utilizada na determinação da carga de escoamento. Sendo: P = carga (em N) e t = espessura do cp ensaiado (em mm). 120

Tensão limite de escoamento (MPa) 600 400 200 0 T ambiente 600 C 200 400 600 800 1000 P/t 2 (MPa) Figura 4.38 - Curva P y t 2 vs tensão limite de escoamento para a obtenção de α 1 através do método de Mao. Tensão limite de escoamento (MPa) 600 400 200 0 T ambiente 600 C 200 400 600 800 1000 P/t 2 (MPa) Figura 4.39 - Curva P y t 2 vs tensão limite de escoamento para a obtenção de α 1 através do método de CEN. 121

Tensão limite de escoamento (MPa) 600 400 200 0 T ambiente 600 C 200 400 600 800 1000 P/t 2 (MPa) Figura 4.40 - Curva P y t 2 vs tensão limite de escoamento para a obtenção de α 1 através do método de t/10. A Tabela 4.6 resume os valores para a constante α 1 adquiridos através dos gráficos de cada método, onde é possível observar que os valores obtidos pelas técnicas de Mao e t/10 são bem próximos. Contudo, a melhor aproximação (razão) obtida é a de Mao (R 2 = 0,702). Tabela 4.6 - Valores da constante α 1 obtidos para a determinação do limite de escoamento dos materiais. Método Constante α 1 Razão (R 2 ) Mao 0,689 0,702 CEN 0,811 0,677 t/10 0,648 0,678 122

Era esperado que o valor da constante calculado com base nos dados adquiridos pelo método CEN fosse mais elevado, pois os valores de carga deste método, mostrados na Tabela 4.6 foram sempre menores que os obtidos por meio das técnicas de Mao e t/10. No presente trabalho foi adotada a constante obtida pela técnica t/10, que apesar de apresentar valor de razão menor, é semelhante à usada para determinação do limite de escoamento através da curva tensão vs deformação (obtida por ensaios detração convencional). A Equação 4.1 descreve como foram obtidos os valores de limite de escoamento para a região do metal de solda e zona termicamente afetada das juntas estudadas. σ L.E. = 0,648. P y t 2 (4.1) Para a tensão limite de resistência foi realizado um processo semelhante ao apresentado para o limite de escoamento. Neste trabalho o alongamento não foi quantificado para os ensaios de SPT. A Figura 4.41 apresenta a curva obtida para a determinação das constantes β 1 e β 2 (Seção 2.4.1), com base nos valores máximos de carga para ambos os materiais de base em temperatura ambiente e a 600 C. 123

800 Tensão limite de resistência (MPa) 600 400 200 0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000 Pmáx/t 2 (MPa) Figura 4.41 - Curva P máx t 2 vs tensão limite de resistência para a obtenção de β 1 e β 2. Como base na curva apresentada na Figura 4.41, as constantes β 1 e β 2 foram determinadas e os valores de tensão limite de resistência foram obtidos usando a Equação 4.2. σ L.R. = 0,092. P m + 71 (4.2) t2 As curvas das Figuras 4.42a e 4.42b mostram uma comparação qualitativa do comportamento do metal de solda (MS) do aço P91 na condição como soldado e após o tratamento térmico pós soldagem. 124

2,5 2,0 T amb 550ºC 600ºC Carga (kn) 1,5 1,0 0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Deslocamento do punção (mm) (a) 2,5 2,0 T amb 550ºC 600ºC Carga (kn) 1,5 1,0 0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Deslocamento do punção (mm) (b) Figura 4.42 - Curvas de SPT para a região do MS do aço P91 (a) como soldado e (b) após TTPS. Observando as curvas da Figura 4.42 é possível notar que na condição como soldado o metal de solda apresenta pouca ductilidade, pois o deslocamento do punção 125

após atingir a carga máxima é muito pequeno. Por outro lado, após o tratamento térmico pós soldagem (TTPS) houve um ganho de ductilidade da região do metal de solda em todas as temperaturas estudadas. Com relação à resistência mecânica, em temperatura ambiente não foi notória a diminuição da mesma com o TTPS, mas para os ensaios em alta temperatura há um decaimento significativo dos valores de carga, quando comparados aos da condição após a soldagem. A Figura 4.43 apresenta as curvas de SPT para a região do MS do aço P92. 2,5 2,0 T amb 600 C 650 C Carga (kn) 1,5 1,0 0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Deslocamento do Punção (mm) Figura 4.43 - Curvas de SPT para a região do MS do aço P92. Com relação ao metal de solda do aço P92, a Figura 4.43 descreve o decaimento da resistência mecânica (diminuição da carga) com ao aumento da temperatura. Entretanto, comparando estes valores com as curvas apresentadas na Figura 4.34 do metal de base, é possível observar que não há mudança significativa no comportamento e nos valores de resistência no metal de solda, o que pode estar relacionado tanto aos processos 126

de soldagem utilizados quanto ao tratamento térmico pós soldagem aplicado na junta soldada. As zonas termicamente afetadas (ZTA) do aço P91 e do aço P92 foram estudadas apenas na condição após o tratamento térmico. As Figuras 4.44a e 4.44b apresentam as curvas da ZTA de grão finos (ZTA-GF) e ZTA de grãos grosseiros (ZTA-GG) das juntas soldadas de aço P91. 2,5 2,0 T amb 550ºC 600ºC 2,5 2,0 T amb 550ºC 600ºC Carga (kn) 1,5 1,0 Carga (kn) 1,5 1,0 0,5 0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Deslocamento do punção (mm) 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Deslocamento do punção (mm) (a) (b) Figura 4.44 - Curvas de SPT para a região da ZTA após TTPS do aço P91 (a) ZTA-GG e (b) ZTA-GF. Observando as curvas de SPT da Figura 4.44, é possível perceber que o comportamento das regiões de grãos grosseiros e grãos finos da ZTA após o TTPS, são semelhantes, principalmente à temperatura de 600 C. Entretanto, nota-se que a ZTA-GF apresenta maior ductilidade à temperatura ambiente e a 550 C. As curvas da ZTA de grão finos (ZTA-GF) e ZTA de grãos grosseiros (ZTA-GG) das juntas soldadas de aço P92 estão apresentadas nas Figuras 4.45a e 4.45b. 127

2,5 T amb 600 C 650 C 2,0 2,5 T amb 600 C 650 C 2,0 Carga (kn) 1,5 1,0 0,5 Carga (kn) 1,5 1,0 0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Deslocamento do punção (mm) (a) 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Deslocamento do punção (mm) (b) Figura 4.45 - Curvas de SPT para a região da ZTA do aço P92 (a) ZTA-GG e (b) ZTA- GF. A análise das curvas de SPT da Figura 4.45 mostra claramente a diferença de comportamento entre as regiões de grãos grosseiros e grãos finos da ZTA após o TTPS do aço P92. À temperatura ambiente e a 600 C a resistência mecânica é similar, entretanto, a ZTA-GG apresenta menor ductilidade. À temperatura de 650 C ocorre um comportamento inesperado, pois a ZTA-GF é menos dúctil do que a ZTA-GG. As Tabelas 4.7 e 4.8 mostram os valores do limite de escoamento e resistência, respectivamente, para as diferentes regiões das juntas soldadas de aço P91 na condição após TTPS calculadas a partir das Equações 4.1 e 4.2. Tabela 4.7 - Valores de limite de escoamento obtidos no ensaio de SPT aço P91. Limite de Escoamento (MPa) Região Temperatura ( C) Ambiente 550 600 MB 557 333 270 MS 448 409 321 ZTA-GG 625 458 268 ZTA-GF 625 526 280 128

Tabela 4.8 - Valores de limite de resistência obtidos no ensaio de SPT aço P91. Limite de Resistência (MPa) Região Temperatura ( C) Ambiente 550 600 MB 730 504 394 MS 660 514 405 ZTA-GG 796 511 367 ZTA-GF 780 460 367 Complementarmente, análises por microscopia eletrônica de varredura (MEV) foram realizadas nos cp s de Small Punched das diferentes regiões da junta soldadas de aço P91 na condição após TTPS ensaiados à temperatura ambiente. As Figuras 4.46a e 4.46b mostram as superfícies de fratura do cp do metal de base e do metal de solda, respectivamente. 129

(a) (b) Figura 4.46 - MEV das fraturas dos cp s de SPT após tratamento térmico, mostrando à esquerda o cp fraturado e à direita a região da fratura: (a) MB e (b) MS. As Figuras 4.46a e 4.46b mostram que ambas as fraturas são dúcteis. Contudo, na Figura 4.46b percebe-se trincas no metal de solda, que podem ser resultado dos poros que as juntas soldadas apresentavam na região do metal de solda, conforme mostra na macrografia (Figura 4.1). O MEV das fraturas dos cp s de SPT após tratamento térmico da ZTA-GG e ZTA- GF está apresentado nas Figuras 4.47a e.47b, respectivamente. 130

(a) (b) Figura 4.47 - MEV das fraturas dos cp s de SPT após tratamento térmico, mostrando à esquerda o cp fraturado e à direita a região da fratura: (a) ZTA-GG e (b) ZTA-GF. Nas Figuras 4.47a e 4.47b observam-se fraturas do tipo dúcteis e muito semelhantes, sendo que a ZTA-GF apresenta maior estricção, o que está coerente com sua maior ductilidade (Figura 4.44). Os valores do limite de escoamento e resistência das diferentes regiões das juntas soldadas de aço P92 calculadas a partir das Equações 4.1 e 4.2 são apresentados nas Tabelas 4.9 e 4.10. 131