UNIVERSIDADE FEDERAL DE MINAS GERAIS

UNIVERSIDADE FEDERAL DE MINAS GERAIS Programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica, Materiais e de Minas Dissertação de Mestrado Caracterização microestrutural e mecânica do aço API 5L X80 com distintos projetos de liga Autor: João Paulo Vilano de Castro Orientador: Prof. Vicente Tadeu Buono Maio/15

II João Paulo Vilano de Castro Caracterização microestrutural e mecânica do aço API 5L X80 com distintos projetos de liga Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Pós- Graduação em Engenharia Metalúrgica, Materiais e de Minas da Escola de Engenharia da Universidade Federal de Minas Gerais, como requisito parcial para obtenção do Grau de Mestre em Engenharia Metalúrgica, Materiais e de Minas. Área de Concentração: Metalurgia Física. Orientador: Prof. Vicente Tadeu Lopes Buono Belo Horizonte Universidade Federal de Minas Gerais Escola de Engenharia 2015

FOLHA DE APROVAÇÃO (Secretaria do CPGEM) III

IV Dedico esta conquista à minha querida esposa Talita, aos meus pais Messias e Lourdes, aos meus irmãos José Henrique e Jorge Luiz e à minha avó Cleonice. Vocês são os meus pilares e a fonte de inspiração para que eu busque sempre os melhores resultados. A oportunidade aparece apenas para mentes preparadas! (Louis Pasteur)

V AGRADECIMENTOS À Usiminas por possibilitar a realização deste projeto. Ao Geraldo Maia e Genésio Diniz pelo apoio e compreensão durante esta etapa. Aos orientadores Carmos Gandra (Usiminas), Odair Santos (Usiminas) e Vicente Buono (UFMG) pelo tempo disponibilizado a me orientar, pelos ensinamentos repassados e pela ajuda e discussões no desenvolvimento deste trabalho. Às equipes da Unidade Técnica da Laminação à Quente, do Controle Integrado do Produto e da Assistência Técnica ao Cliente da Usiminas, pelas inúmeras discussões e excelentes ponderações sobre este estudo. Às equipes do Laboratório de Testes Mecânicos e do Centro de Pesquisa e Desenvolvimento da Usiminas pela realização dos ensaios mecânicos e metalográficos. À Universidade federal de Minas Gerais (UFMG) e ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica, Materiais e de Minas. Aos meus pais, Messias e Lourdes e aos meus irmão, José Henrique e Jorge Luiz por serem tão presentes em minha vida. A minha querida esposa Talita pelo apoio e paciência durante todo este período e por sempre estar ao meu lado. Aos colegas Leandro Cipriani, Rafael Fraga, Fabricio Mazola, Davidson Marcos, Arlindo Lopes e Alexandre Ramos pelo apoio durante o projeto.

VI SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO... 1 2 OBJETIVOS... 4 3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA... 5 4 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL... 16 4.1 Aciaria e Laminação... 16 4.2 Análise Química, Caracterização Metalográfica e Mecânica dos Aços... 21 5 RESULTADOS E DISCUSSÃO... 24 5.1 Aciaria e Laminação... 24 5.2 Caracterização Metalográfica e Mecânica dos Aços... 29 5.2.1 Análises Metalográficas:... 29 5.2.2 Caracterização Mecânica... 35 Dureza... 35 Propriedades em Tração... 36 Ensaio de Impacto Charpy... 40 Ensaio DWTT... 41 6 CONCLUSÕES... 43 7 RELEVANCIA DOS RESULTADOS... 44 8 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS... 45 9 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS... 46

VII LISTA DE FIGURAS: Figura 1.1 - Curvas de resfriamento de chapas após laminação controlada, representadas sobre um diagrama CCT de um aço carbono (1, 2).... 2 Figura 1.2 - Desenho esquemático da laminação controlada e curvas de resfriamento representadas sobre um diagrama CCT de um aço carbono (1, 2)... 3 Figura 3.1 - Máxima taxa de resfriamento para o resfriamento acelerado (AC) e para têmpera direta (DQ) em função da espessura da chapa (7).... 6 Figura 3.2 - Curvas de resfriamento de chapas após laminação controlada, esquematicamente representada sobre um diagrama CCT de um aço carbono (6).... 7 Figura 3.3 - Fenômenos metalúrgicos a serem considerados no processamento de chapas grossas por resfriamento acelerado (8).... 11 Figura 3-4 - Efeito do titânio na tenacidade ao impacto de um aço soldado.... 13 Figura 3-5 - Efeito do teor de V no aumento de resistência mecânica do aço.... 15 Figura 4.1 Fluxo de produção na Aciaria... 16 Figura 4.2 Fluxo de produção na laminação... 17 Figura 4.3 Fenômeno metalúrgico nos fornos de reaquecimento.... 18 Figura 4.4 - Representação esquemática do processamento inicial termomecânico dos aços.... 20 Figura 4.5 - Representação esquemática do segundo processamento do aço Nb-V-Ti. 21 Figura 4.6 - Esquema de corte das amostras ao longo do laminado.... 22 Figura 4.7 Croqui dos corpos de prova de tração.... 23 Figura 5.1 Termografia das chapas dos aços após resfriamento controlado.... 28 Figura 5.2 Aspecto típico das inclusões nos aços no centro da espessura. Seção paralela à direção de laminação. Sem ataque. Aumento: 100x.... 29 Figura 5.3 - Microestrutura dos aços observada a ¼ da espessura. Seção longitudinal à direção de laminação. Ataque nital 4%.... 32 Figura 5.4 - Microestrutura dos aços observada no centro da espessura. Seção longitudinal à direção de laminação. Ataque nital 4%.... 33 Figura 5.5 - Microestrutura dos aços Nb-Cr-Mo-Ti e Nb-V-Ti (*) no centro da espessura após ataque com metabissulfito de sódio. Seção longitudinal à direção de laminação. Aumento original: 1000x.... 34

VIII Figura 5.6 - Efeito da taxa de resfriamento na formação do bandeamento para o aço a partir de grãos austeníticos (a) recristalizados e (b) deformados... 34 Figura 5.7 (a) Perfil de dureza ao longo da espessura dos aços e (b) Valores de dureza média das amostras.... 36 Figura 5.8 - Curvas tensão-deformação dos corpos de prova das amostras.... 37 Figura 5.9 Valores de LE dos aços e os limites inferior e superior especificados pela norma API 5L (24) para o grau X80... 38 Figura 5.10 - Valores de LR dos aços e os limites inferior e superior especificados pela norma API 5L (24) para o grau X80... 38 Figura 5.11 - Razão elástica dos aços e limite superior de especificação dessa propriedade para o grau X80.... 39 Figura 5.12 - Alongamento percentual dos aços e o valor limite especificação para o grau X80... 40

IX LISTA DE TABELAS: Tabela 4.1 - Composição química visada dos elementos estudados (% em peso )... 16 Tabela 4.2 - Valores da T nr dos aços ( C).... 19 Tabela 4.3 - Valores de A r3 dos aços ( C).... 19 Tabela 4.4 Dimensões dos corpos de prova de tração (mm)... 23 Tabela 5.1 - Composição química obtida dos aços (%p/p) especificada pela norma API 5L (24) para o grau X80 e valores de carbono equivalente dos aços (C eq e P cm )... 24 Tabela 5.2 Valores visado e real da temperatura de reaquecimento e do tempo de permanência dos aços nos fornos de reaquecimento.... 25 Tabela 5.3 Comparação entre as temperaturas de acabamento visadas e real com os valores de T nr e A r3 dos aços.... 26 Tabela 5.4 - Comparação entre as temperaturas de resfriamento e taxa de resfriamento visadas e real.... 26 Tabela 5.5 - Classificação e distribuição das inclusões presentes nos aços.... 30 Tabela 5.6 - Resultados de teste de impacto Charpy.... 41 Tabela 5.7 Resultados dos ensaios DWTT.... 42

X LISTA DE NOTAÇÕES A Comprimento da parte útil do corpo de prova de tração AC Accelerated colling, ou seja, resfriamento acelerado A c1 A c3 AL API A r3 ASTM Bs C CCT transformação C eq CG CP C R CTOD D Transformação da matensita Transformação da austenita Alongamento percentual American Petroleum Institute Temperatura inicial de transformação da austenita American Society for Testing and Materials Temperatura de início transformação bainítica Comprimento total do corpo de prova de tração Continuous Cooling Transformation, ou seja, Curva de temperatura de Carbono equivalente Chapas Grossas Corpo de prova Taxa de resfriamento Crack Tip Opening Displacement Diâmetro da base de medida do corpo de prova de tração D Diâmetro da cabeça de fixação do corpo de prova de tração DQ Direct Quench, ou seja, Têmpera Direta DWTT Drop Weight Tear Test, ou seja, ensaio de queda de peso em CP entalhado DS Drive Side, ou seja, lado de acionamento do laminador E Espessura G Comprimento da cabeça de fixação do corpo de prova de tração HIC Hydrogen Induced Cracking, ou seja, trincas induzidas por hidrogênio ISO International Standard Organization K Coeficiente de resistência L 0 LD Base de medida (comprimento inicial) do corpo de prova de tração Convertedor básico a oxigênio

XI LE Limite de escoamento LE/LR Razão elástica LR Limite de resistência MEV Microscópio eletrônico de varredura MO Microscópio óptico Mo Molibdênio (elemento químico) Ms Temperatura de transformação martensítica N Largura da cabeça de fixação do corpo de prova de tração n Expoente de encruamento P cm R RH t T acab T FR T FF T IR T S TL Parameter crack measurement Raio de concordância do corpo de prova de tração Ruhstall Heraeus, ou seja, Desgaseificador à Vácuo Espessura de parede do duto (mm) Temperatura de acabamento na laminação a quente Temperatura de final de resfriamento acelerado Temperatura de desenfornamento Temperatura de início de resfriamento acelerado Temperatura de solubilização Diferença entre a temperatura mínima na borda e a temperatura estabilizada na direção da largura da chapa TMCP Thermo Mechanical Control Process, ou seja, Controle de Processo Termomecânico T nr TU Temperatura de não recristalização Diferença entre a temperatura máxima na borda e a temperatura estabilizada na direção da largura da chapa W Largura da base de medida do corpo de prova de tração WS Work Side, ou seja, lado de trabalho do laminador X80 Grau do aço API ZTA Zona termicamente afetada α Ferrita γ Austenita ε Deformação verdadeira

XII δ L W Tensão verdadeira Variação da temperatura na direção do comprimento Variação total de temperatura na direção da largura

XIII RESUMO O processo termomecânico controlado (thermomechanical controlled process, TMCP) permite determinar a microestrutura do aço após a laminação seguida de resfriamento com controle de transformação de fases, o que representa grande vantagem para superar problemas relacionados à adição de elementos de liga e aos tratamentos térmicos convencionais. Para balancear os requisitos antagônicos de resistência, tenacidade e soldabilidade, é necessário que haja refino de grão através da adição de elementos microligantes. O TMCP também permite a redução da temperatura de reaquecimento e aumento da produtividade em comparação aos aços produzidos por laminação controlada, devido a mais altas temperaturas de laminação, reduzindo assim o custo de produção. Têm sua aplicação principalmente nas indústrias navais, offshore, tubos e estruturas. A Usiminas tem produzido chapas grossas do aço API-5L-12-X80M-PSL2 utilizando um projeto de liga com adições de cromo, molibdênio, nióbio e titânio. Em função dos conhecimentos adquiridos no desenvolvimento desse aço para aplicação sour service (requisito de resistência a HIC, Hydrogen Induced Crack), onde é possível compatibilizar altas taxas de resfriamento com ótimos resultados de resistência mecânica e tenacidade, propõe-se avaliar a possibilidade de fabricar o grau X80 utilizando um projeto de liga alternativo e com menor custo e que possua um menor Carbono Equivalente, compensado com maiores taxas de resfriamento. Palavras-chave: Resfriamento acelerado; Resistência mecânica; Tenacidade.

XIV ABSTRACT The thermo-mechanical control process (TMCP) that determine the microstructure of the steel by accelerated cooling after rolling, represents a great advantage to overcome problems related to addition of alloying elements and conventional heat treatments. To balance the opposing requirements of strength, toughness and weld ability, it is necessary to promove grain refinement by addition of micro alloying elements. The TMCP enables the reduction of reheating temperature and increases productivity in comparison to steel produced by controlled rolling, due to these higher rolling temperatures, thereby reducing the production cost. Their main application is in naval industries, offshore structures, and line pipe. The Usiminas company has produced heavy plates of the quality API-5L-12-X80M- PSL2 using a alloy design with addictions of chromium, molybdenum, niobium and titanium. Using the knowledge gained in the development of this steel for application in sour service (requirement of resistance to hydrogen induced crack), where it was possible to match high cooling rates with excellent results of mechanical strength and toughness. This proposal aims to assess the possibility of producing plates with the grade X80 using cheaper alloy and design alternatives with a lower Carbon equivalent, compensated by higher cooling hates. Key words: Accelerated cooling; Mechanical strength; Toughness.

1 1 INTRODUÇÃO O emprego do resfriamento acelerado (accelerated colling, AC) (1) em linhas de chapas grossas teve início em 1980. Desde então, os benefícios advindos de sua utilização deram origem a um considerável esforço mundial de pesquisa e desenvolvimento. O processo AC é conduzido através da aplicação de uma taxa moderada de resfriamento com água sobre as chapas, imediatamente após o término da laminação a quente. O processo pode ser utilizado em conjunto tanto com a laminação a quente convencional quanto com a laminação controlada. Atualmente, a grande maioria das linhas de laminação de chapas grossas existentes dispõe dessa tecnologia e há um aumento do número de usinas competindo no mercado de produtos AC. A principal vantagem do resfriamento acelerado é a de proporcionar um aumento da resistência mecânica sem deterioração da tenacidade, o que é obtido através da alteração da microestrutura, de ferrita-perlita para, normalmente, ferrita e bainita fina. O princípio do processo consiste em se promover o resfriamento das chapas com velocidades controladas ao longo da faixa de temperaturas de transformação. O aumento do resfriamento abaixo de A r3 aumenta a quantidade de sítios para nucleação, resultando em refinamento da microestrutura com elevada densidade de deslocações e endurecimento por precipitação mais efetivo. Com a elevação da taxa de resfriamento, há a formação de vários tipos de bainita, cuja fração aumenta em detrimento da perlita. No entanto, o resfriamento deve ser interrompido a uma determinada temperatura para evitar a formação de martensita (2). A obtenção de uma combinação adequada entre estes mecanismos é ditada pela composição química do aço e pelas variáveis de processamento. Um fator positivo em relação ao uso do AC é referente à fina e homogênea dispersão da bainita. Embora a bainita, por si só, seja mais deletéria à tenacidade do que a perlita, a sua distribuição nos aços AC é menos prejudicial à microestrutura como um todo, em comparação aos grandes nódulos e colônias de perlita encontrados nos aços resfriados ao ar (4). A Figura 1.1 mostra as curvas de resfriamento de chapas após laminação controlada, representadas sobre um diagrama CCT de um aço carbono.

2 Figura 1.1 - Curvas de resfriamento de chapas após laminação controlada, representadas sobre um diagrama CCT de um aço carbono (1, 2). Os aços produzidos por resfriamento acelerado exibem projetos de liga com menores teores de carbono e de elementos de liga, o que implica em melhoria da soldabilidade e da conformabilidade a frio em relação aos aços processados de forma convencional. O elevado grau de refinamento e a homogeneidade da microestrutura possibilitam a obtenção de elevada resistência a trincas induzidas por hidrogênio (Hydrogen Induced Cracking, HIC). O principal uso do resfriamento acelerado é na fabricação de aços API, American Petroleum Institute, de graus mais elevados e/ou com maiores espessuras. O processo também se aplica à produção de certos graus de aços para o setor offshore, para vasos de pressão, navais e estruturais, além de aços com requisitos de resistência a HIC. É também possível a fabricação de aços temperados, bastando para isso que o resfriamento seja conduzido a uma taxa suficientemente elevada e até a temperatura ambiente, sendo esse processo denominado Têmpera Direta (Direct Quench, DQ) (5). A Figura 1.2 mostra um desenho esquemático da laminação controlada e curvas de resfriamento representadas sobre um diagrama CCT de um aço carbono.

3 Figura 1.2 - Desenho esquemático da laminação controlada e curvas de resfriamento representadas sobre um diagrama CCT de um aço carbono (1, 2). A Usiminas têm produzido chapas grossas do aço API-5L-12-X80M-PSL2, com dimensões 18,80 x 1.532 x 12.250 mm e utilizando um projeto de liga com adições de cromo, molibdênio, nióbio e titânio. Em função dos conhecimentos adquiridos no desenvolvimento do grau API-5L-X65MOS-PSL2 para aplicação sour service (requisito de resistência a HIC), onde foi possível compatibilizar altas taxas de resfriamento com ótimos resultados de resistência mecânica e tenacidade, decidiu-se avaliar a possibilidade de fabricar o grau X80 utilizando um projeto de liga alternativo e com menor custo. O projeto de liga escolhido foi o de Nb-V-Ti utilizado em chapas de 18,80 mm de espessura do grau API-5L-X70-PSL1, compensado com maiores taxas de resfriamento.

4 2 OBJETIVOS Avaliar as propriedades mecânicas de dois aços API X80 obtidos com a utilização do Resfriamento Acelerado, sendo um projeto de liga com adições de Nb-V-Ti, com um menor C eq e outro com adições de Nb-Cr-Mo-Ti, em diferentes condições de processamento, visando ganhos em produtividade e estabilidade operacional.

5 3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA O processo AC é realizado através da aplicação de uma taxa moderada de resfriamento com água ou com mistura ar/água sobre as chapas, imediatamente após o término da laminação a quente. O processo pode ser utilizado em conjunto tanto com a laminação a quente convencional quanto com a laminação controlada. As principais variáveis do processo são as temperaturas de início e de final de resfriamento (T IR e T FR, respectivamente) e a taxa de resfriamento (C R ). A título de exemplo, os valores normalmente empregados de T IR variam na faixa de 700 C a 900 C, os de T FR na faixa de 450 C a 650 C e os de C R na faixa de 50 a 60 C/s, de acordo com as propriedades mecânicas desejadas e com a espessura da chapa. Observase que o resfriamento acelerado é conduzido somente ao longo de uma determinada faixa de temperatura. Ao se atingir o valor de T FR desejado, o resfriamento é interrompido e a chapa é resfriada ao ar até à temperatura ambiente, visando evitar a formação de martensita. Por outro lado, no caso da DQ, o objetivo é justamente a formação de uma microestrutura predominantemente martensítica. Nesse caso, o resfriamento é conduzido com taxas mais elevadas e interrompido em temperaturas bem mais reduzidas, normalmente abaixo de 200 C (6, 7, 8). A Figura 3.1 mostra as taxas máximas de resfriamento para os dois processos, em função da espessura da chapa.

6 Figura 3.1 - Máxima taxa de resfriamento para o resfriamento acelerado (AC) e para têmpera direta (DQ) em função da espessura da chapa (7). A Figura 3.2 é uma representação esquemática de um diagrama CCT de um aço carbono, sobre o qual encontram-se superpostas seis curvas de resfriamento após laminação controlada (9, 10). A curva 1 representa uma típica chapa produzida por laminação controlada seguida de resfriamento ao ar, cuja microestrutura consiste de uma mistura de ferrita e perlita. As curvas 2, 3 e 4 representam chapas processadas por AC. Com taxas moderadas de resfriamento, curva 2, obtêm-se uma microestrutura ferrita-perlita, porém bem mais refinada que no caso anterior. O refinamento microestrutural é atribuído à queda das temperaturas de início de formação da ferrita e da perlita, causada pelo aumento da taxa de resfriamento. Em outras palavras, o aumento do super-resfriamento abaixo das temperaturas de equilíbrio (A c3 e A c1 ) aumenta a quantidade de sítios para nucleação, resultando em refinamento da microestrutura. A elevação da taxa de resfriamento promove um refinamento adicional dos grãos ferríticos e a perlita é gradativamente substituída pela bainita, curvas 3 e 4.

7 Finalmente, as curvas 5 e 6 representam chapas processadas por DQ, em que são empregadas condições mais severas de resfriamento com objetivo de se obter uma microestrutura constituída, respectivamente, por martensita e bainita ou somente martensita. Figura 3.2 - Curvas de resfriamento de chapas após laminação controlada, esquematicamente representada sobre um diagrama CCT de um aço carbono (6). O efeito mais direto do emprego do resfriamento acelerado é o aumento da resistência mecânica do aço, sendo que os mecanismos responsáveis por esse efeito são (11, 12) : refino do tamanho de grão ferrítico; formação de uma fina dispersão de segunda fase (geralmente bainita); grãos ferríticos com elevada densidade de deslocações; endurecimento por precipitação mais efetivo.

8 A obtenção de uma combinação adequada entre estes mecanismos é ditada pela composição química do aço e pelas variáveis de processamento. O fato mais notável do uso do AC é que o aumento da resistência mecânica é obtido sem deterioração da tenacidade do aço, o que está ligado a dois fatores. O primeiro, naturalmente, é o elevado grau de refinamento da ferrita. O segundo fator diz respeito à fina e homogênea dispersão da bainita. Embora a bainita, por si só, seja mais deletéria à tenacidade do que a perlita, a sua distribuição nos aços AC é menos prejudicial à microestrutura como um todo, em comparação aos grandes nódulos e colônias de perlita encontrados nos aços resfriados ao ar (11). A literatura cita uma série de benefícios diretos e indiretos, além de distintas condições de aplicação do AC. A seguir, encontram-se listados os benefícios mais frequentemente citados do emprego do AC (6, 7, 9, 11). É importante salientar que esses benefícios não são todos necessariamente obtidos simultaneamente. Possibilidade de obtenção do nível de resistência mecânica desejado com o emprego de menores teores de carbono e de elementos de liga e/ou de microliga. Como consequência, os aços produzidos por AC exibem, em relação aos aços de mesma classe de resistência mecânica produzidos de forma convencional: Menor custo de liga; Menor suscetibilidade à ocorrência de trincas a frio na ZTA; Melhor soldabilidade: Isso se traduz em economia dos custos de soldagem, uma vez que o preaquecimento para soldagem pode ser feito em temperaturas mais baixas ou, em alguns casos, até mesmo eliminado. Maior tenacidade da ZTA; Melhor conformabilidade a frio. Resistência mecânica elevada com tenacidade adequada. Possibilidade de aumento da produtividade no caso de aços com requisitos pouco rigorosos de tenacidade, em função do emprego de condições de

laminação controlada menos severas, tais como uma maior temperatura de acabamento ou uma menor espessura do esboço. 9 Possibilidade, em algumas aplicações, de substituição do tratamento térmico de normalização. Possibilidade de consolidação de classes de composição química e, eventualmente, de redução do número de siglas. Como exemplo, várias qualidades de aço apresentam, em cada usina, distintos "graus internos" nos quais o teor de um ou mais elementos de liga aumenta com a espessura da chapa. Com o uso do AC é possível reduzir ou eliminar esse problema, através do emprego de taxas mais elevadas de resfriamento para obtenção da resistência mecânica desejada nas chapas de maior espessura. Desenvolvimento de novos produtos: De um modo geral, o AC permite a obtenção de aços de elevada resistência mecânica e/ou de chapas com maiores espessuras, difíceis ou mesmo impossíveis de serem produzidos a partir da laminação controlada convencional; O elevado grau de refinamento e a homogeneidade da microestrutura possibilitam a obtenção de aços com elevada resistência a danos pelo hidrogênio, em especial às trincas induzidas por hidrogênio (HIC). Por sua vez, o principal benefício da DQ é a redução dos custos de fabricação do aço, uma vez que são eliminadas as etapas de reaquecimento e de têmpera em equipamentos off-line. Além disso, os aços processados por DQ possuem uma melhor combinação de propriedades, em especial uma melhor tenacidade em relação aos aços temperados e revenidos produzidos de forma convencional (8, 9).

10 O resfriamento acelerado não é uma tecnologia que pode ser empregada de forma independente. Ao contrário, deve ser visto como parte de um complexo esquema de processamento. O processo de resfriamento acelerado só é totalmente efetivo quando controlado de maneira integrada, uma vez que, sozinho, não é capaz de assegurar melhorias significativas nas propriedades finais dos aços. As etapas de reaquecimento, de laminação e de resfriamento herdam cada uma, os fenômenos físicos e metalúrgicos da etapa anterior. Portanto, para se obtiver uma microestrutura que atenda às propriedades mecânicas desejadas, é necessário considerar esses fenômenos em todas as etapas, desde a fabricação do aço líquido (8, 11, 13, 14). A Figura 3.3 mostra os fenômenos metalúrgicos a serem considerados em cada etapa, os quais são selecionados e alterados em função das propriedades finais requeridas. O grande número de possibilidades existentes torna o processo bastante flexível e, ao mesmo tempo, complexo. Cabe ressaltar que, para a instalação de plantas de AC, várias siderúrgicas tiveram que realizar grandes investimentos para modernização de suas linhas como um todo (7, 15, 16).

11 Figura 3.3 - Fenômenos metalúrgicos a serem considerados no processamento de chapas grossas por resfriamento acelerado (8). Os elementos de liga avaliados neste estudo foram: Molibdênio, Cromo, Titânio, Nióbio e Vanádio. Cada um destes elementos tem uma função importante na matriz Fe-C. Molibdênio Este elemento é amplamente utilizado em combinação com nióbio em aços para tubos. A combinação Nb-Mo resulta na formação de (NbMo) 4 C 3 que aumenta a fração volumétrica de precipitados e melhora o benefício do uso do nióbio para teores de molibdênio de até 0,12%. Para teores acima de 0,12%, observa-se aumento do endurecimento da subestrutura de discordâncias nas microestruturas não poligonais, assim como, no aumento no potencial de endurecimento por precipitação. Dependendo da taxa de resfriamento, observa-se a formação de ferrita acicular ou bainita (27).

12 Cromo Cromo é usado sozinho ou em combinação com níquel (~0,15%) ou molibdênio (~0,12%) para produzir pequena fração das fases martensita / austenita, reduzindo as Bandas de Luders no ensaio de tração e a redução do limite de escoamento obtido no ensaio de tração transversal ao comprimento do tubo em amostras retiradas de tubos (efeito Bauschinger) (26). Quando combinado com resfriamento acelerado, é possível se obter microestruturas com ferrita acicular/bainita (27). A adição deste elemento apresenta como benefício à redução de segregação de impurezas em contorno de grão como P e Sn, pois o cromo, ao contrário do manganês, níquel e cobre, mantêm o campo da ferrita δ e aumenta o tempo de residência da placa nas temperaturas desta fase que apresenta maior taxa de difusão que a austenita (26, 27). Titânio - O titânio é adicionado para prevenir o aumento excessivo do tamanho de grão austenítico a altas temperaturas. Este elemento possui elevada afinidade com o nitrogênio, formando uma partícula estável e dispersa de nitreto de titânio (TiN) a altas temperaturas podendo precipitar durante o processo de lingotamento contínuo de placas (25, 26, 27, 29, 31, 33). Resultados empíricos têm mostrado que para aços com teor de nitrogênio entre 0,0040 e 0,0080%, a faixa de titânio considerada ideal é de 0,008 a 0,015% (Ti =2x N), conforme indicado na Figura 3.4 (27, 29). Para esta situação, observa-se um aumento da tenacidade ao impacto na zona termicamente afetada durante o processo de soldagem (25, 27). Para teor de titânio acima da relação estequiométrica com nitrogênio (Ti = 3,4 x N), observa-se a formação de partículas cúbicas de TiN, que são visíveis ao microscópio metalográfico. A presença destes precipitados reduz tenacidade à fratura no ensaio CTOD (Crack Tip Opening Displacement) na zona termicamente afetada. Progressivos aumentos no teor de titânio (0,03 a 0,08%) resultam na formação de grande quantidade de TiC que produz grande, porém não uniforme, endurecimento no aço, mas com grandes perdas de tenacidade (27).

13 Figura 3-4 - Efeito do titânio na tenacidade ao impacto de um aço soldado. Nióbio Este elemento é um forte endurecedor do aço e responsável pelo aumento da tenacidade do material, quando utilizado de forma apropriada (26, 27, 28, 32, 33). O nióbio promove o endurecimento por refinamento de grão austenítico, seguido pelo ferrítico e endurecimento por precipitação de Nb(C,N) (26). O nióbio contribui de diversas maneiras durante o processo de laminação a quente, conforme indicado a seguir (26, 27, 32, 33).

14 Apresenta maior efetividade no aumento da temperatura de não recristalização. A austenita deformada promove maior quantidade de núcleos na transformação de fase (γ α). Estes núcleos são predominantemente contornos de grãos austeníticos e bandas de deformação. O nióbio é o elemento com maior efetividade na redução da temperatura de transformação austenítica (aumentando a dureza); Controle do tamanho de grão austenítico pela precipitação de Nb (C,N) na faixa de temperatura de recristalização da austenita; Endurecimento por precipitação do NbC na interface de transformação da austenita, formando precipitados finos. Para aços com alto teor de carbono, mesmo com teor de nióbio da ordem de 0,03%, observa-se a formação de ferrita de Widmanstatten, que é indesejável em aços para tubos, pois esta microestrutura apresenta comportamento frágil (27). Entretanto, com o advento do processo de laminação controlada e com a redução do teor de carbono do aço, a austenita, com baixo carbono, transforma-se em grãos finos de ferrita poligonal, acicular ou bainita, todos apresentando alta tenacidade mesmo quando limite de escoamento é acima de 550 MPa. Nesta situação, o uso do nióbio pode ser da ordem de 0,10 ou 0,11% dependendo do teor de carbono do aço, práticas de laminação e do projeto de qualidade que envolve tipicamente adições de vanádio, molibdênio ou cromo (27). Vanádio O vanádio forma, preferencialmente, precipitado de V(CN) induzido pela deformação na região austenítica durante e após a transformação de fase (γ α). Devido a baixas temperaturas de precipitação, estes precipitados são bastante finos e tem efeito pronunciado no endurecimento do aço, conforme pode ser observado na Figura 3.5 (27, 34). A utilização do vanádio, de forma geral é associada com o teor de nitrogênio do aço e quando a relação estequiométrica é excedida (V:N = 3,7:1) a taxa de endurecimento associada ao vanádio torna-se reduzida (35). Para aços com baixo teor de nitrogênio e com adição de titânio, não

15 é observada a formação de VN e o efeito no endurecimento é causado pela precipitação de VC (28, 31, 32, 34), entretanto, a eficiência deste precipitado pode ser reduzida pelo uso de resfriamento acelerado ou se o teor de carbono também for baixo, pois há tendência de redução da quantidade de carbonetos, nitretos e carbo-nitretos formados. (27, 34). Figura 3-5 - Efeito do teor de V no aumento de resistência mecânica do aço.

16 4 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL 4.1 Aciaria e Laminação Foram produzidas duas corridas com projetos de liga distintos visando à obtenção do aço API-5L-12-X80M-PSL2. As placas foram produzidas seguindo o fluxo de aciaria conforme Figura 4.1. Figura 4.1 Fluxo de produção na Aciaria A faixa de composição química dos aços, denominados Nb-Cr-Mo-Ti e Nb-V-Ti, é apresentada na Tabela 4.1: Tabela 4.1 - Composição química visada dos elementos estudados (% em peso ). Elemento Químico Aço Cr-Mo-Nb-Ti Aço Nb-V-Ti C 0,06~0,08 0,08~0,10 Mn 1,70~1,80 1,55~1,65 Nb 0,040~0,050 0,040~0,050 V - 0,040~0,050 Ti 0,008~0,018 0,010~0,020 Cr 0,13~0,18 - Mo 0,10~0,16 - C eq 0,41 0,35 P cm 0,18 0,17

Visando à obtenção do aço API-5L-12-X80M-PSL2, foram produzidas quinze placas, sendo cinco do material Nb-Cr-Mo-Ti e dez do material Nb-V-Ti. 17 Cinco placas de cada um dos tipos de aço foram laminadas no campo intercrítico e as cinco placas restantes do aço Nb-V-Ti foram processadas no campo austenítico. Todo o processamento foi realizado em escala industrial, seguindo o fluxo de laminação, conforme Figura 4.2. Figura 4.2 Fluxo de produção na laminação Todas as chapas dos respectivos aços foram reaquecidas entre a 1150 C e 1200 C por um intervalo entre 250 e 300 minutos previamente anterior à laminação. Essa condição foi necessária para austenitizar o aço, bem como solubilizar os precipitados presentes. O desenho esquemático dos fenômenos metalúrgicos que ocorrem nos fornos de reaquecimento é apresentado na Figura 4.3.

18 Figura 4.3 Fenômeno metalúrgico nos fornos de reaquecimento. Após o reaquecimento, as placas foram desenfornadas e iniciou-se a laminação. A primeira desse processo, denominada de laminação de desbaste, iniciou em uma temperatura em torno da de reaquecimento, aplicando uma deformação de aproximadamente 60% em relação à espessura inicial da placa, havendo, portanto, uma redução na espessura da placa, 252 mm para um esboço de 100 mm. Nessa etapa visouse empregar uma sequência de passes com elevadas reduções associadas em temperaturas superiores à de não-recristalização dos aços. Essa condição teve por objetivo o refinamento do grão austenítico por meio da recristalização. A laminação de desbaste terminou entre 1030 e 1050 C. Esse valor de temperatura situou-se acima da, (T nr ) dos aços, estimada pela equação de Boratto, Equação 4.1 e mostrada na Tabela 4.2, considerando os teores mínimo, médio e máximo da composição química de cada um dos aços. Dessa forma, objetivou-se terminar a laminação de desbaste entre 1030 e 1050 C, propiciando uma completa e homogênea recristalização da austenita na etapa de desbaste.

19 T nr ( C) = 897 + 464C + 6445Nb - 644 Nb + 732V - 230 V + 890Ti - 363Al - 357Si (eq. 4.1) Tabela 4.2 - Valores da T nr dos aços ( C). Aço Mínimo Médio Máximo Cr-Mo-Nb-Ti 982 994 1007 Nb-V-Ti 959 972 985 Terminada a etapa de desbaste, os esboços foram submetidos a um tempo de espera de modo que sua temperatura exibisse um valor inferior ao da T nr. Essa condição visou garantir o panquecamento da austenita durante essa etapa de processamento. Nessa etapa, denominada laminação de acabamento, a deformação total aplicada foi em torno de 81%, obtendo-se assim chapas com espessura final nominal de 18,80 mm. Em relação temperatura de final de acabamento, ela foi definida considerando o valor de A r3 determinados pela equação de Ouchi, Equação 4.2. Os valores obtidos para os aços considerando também os teores mínimo, médio e máximo de suas composições químicas são vistos na Tabela 4.3: A r3 ( C) = 910 + 310C + 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo + 0,35(t-8) Onde: t = espessura (mm) (eq.4.2) Tabela 4.3 - Valores de A r3 dos aços ( C). Aço Mínimo Médio Máximo Cr-Mo-Nb-Ti 729 739 749 Nb-V-Ti 751 758 765 Inicialmente as condições de processamento dos aços Nb-Cr-Mo-Ti e Nb-V-Ti foram similares, com seu processamento terminando no campo intercrítico. Assim seu acabamento iniciou-se entre 740 a 760ºC, com término entre 730 a 750 ºC. A seguir os aços foram submetidos ao resfriamento acelerado após laminação.as faixas de temperatura empregadas para o início e final de resfriamento, foram de, respectivamente, 680 C e 700 C e 320 e 360 C.

20 Na Figura 4.4 são apresentadas esquematicamente as condições de processamento inicial dos aços. Figura 4.4 - Representação esquemática do processamento inicial termomecânico dos aços. Em função dos bons resultados de propriedades mecânicas obtidos no processamento na condição de laminação no campo intercrítico, optou-se também por processar o aço Nb- V-Ti com término da laminação no campo austenítico visando ganhos em estabilidade operacional e produtividade, uma vez que poderíamos realizar reduções maiores na fase de acabamento devido à temperatura mais alta, comparada ao processamento no campo intercrítico. Nesse caso, as temperaturas de inicio e final de acabamento foram entre 810 e 830 C, e entre 800 e 820 C, respectivamente, garantindo assim que nessa condição a laminação terminasse no campo austenítico. Nessa segunda proposta de processamento, o resfriamento acelerado iniciou-se no campo austenítico, entre 780 e 800 C e terminou entre 400 e 440 C.

O segundo processamento do aço Nb-V-Ti e apresentado esquematicamente na Figura 4.5. 21 Figura 4.5 - Representação esquemática do segundo processamento do aço Nb-V-Ti. Independentemente das condições de processamento testadas para aços, pode-se observar nas Figuras 4.1 e 4.2 que a taxa de resfriamento empregada situou-se entre 30 e 50 C/s. 4.2 Análise Química, Caracterização Metalográfica e Mecânica dos Aços Foram retiradas amostras no topo e na base dos aços laminados nas diferentes condições de processamento, na posição corresponde ao meio da largura, conforme croqui da Figura 4.6, para avaliação das suas propriedades mecânicas, análises químicas confirmatórias e caracterização microestrutural. As amostras foram cortadas nas dimensões iguais a 500 x 500 mm, após o descarte de 500 mm no topo do laminado.

22 Figura 4.6 - Esquema de corte das amostras ao longo do laminado. A caracterização metalográfica dos aços foi efetuada empregando-se técnica de microscopia ótica (MO). Ela foi realizada em plano longitudinal à direção de laminação dos aços, ao longo de sua espessura, e objetivou determinar o tipo, classificação e distribuição das inclusões não metálicas presentes no aço, de acordo com a Carta Padrão I da norma ASTM E45 (36) bem como avaliar e identificar os constituintes microestruturais. Para tal propósito, as amostras foram submetidas a ataque químico com nital 4% e metabissulfito de sódio. Para caracterização mecânica dos aços foram realizados ensaios de dureza, tração, impactos Charpy e DWTT. Os ensaios de dureza foram realizados, utilizando a escala Vickers com carga de 1 kgf, ao longo da espessura dos aços. Para esses ensaios foram empregadas as mesmas amostras utilizadas para a caracterização metalográfica. As impressões de dureza foram espaçadas de 1 mm, a partir de 1 mm das superfícies. Os ensaios foram conduzidos em conformidade com a norma ASTM E92 (22, 23). Os ensaios de tração foram efetuados em corpos de prova extraídos com eixo maior transversal do comprimento da chapa. Essa condição foi baseada na a norma API 5L (24) que estabelece que as propriedades mecânicas em tração de tubos são determinadas a partir de corpos com comprimento transversal ao do tubo. Sendo assim, foram ensaiados três corpos de prova com essa orientação de cada um dos aços em cada condição de processamento de forma a investigar se as propriedades mecânicas em

23 tração obtidas atenderiam aos requisitos especificados por essa norma para o grau X80. O croqui dos corpos de prova utilizados e suas dimensões são apresentados na Figura 4.7 e na Tabela 4.4, respectivamente. Legenda: - L 0: Base de medida - W: Largura da base de medida - A: Comprimento da parte útil - R: Raio de concordância - G: Comprimento da cabeça de fixação - C: Comprimento total do corpo de prova - N: Largura da cabeça de fixação - E: espessura Figura 4.7 Croqui dos corpos de prova de tração. Tabela 4.4 Dimensões dos corpos de prova de tração (mm). Seção L 0 A C W R N G E Retangular 50,8 57,2 450 38,1 25,4 50 110 18,80 Os ensaios de impacto Charpy foram realizados a -20 C, segundo a especificação da norma ASTM E23 (19), empregando três corpos de prova de cada aço em cada condição de processamento. Esses corpos de prova foram extraídos com comprimento transversal ao sentido de laminação das chapas, conforme especificado pela norma ASTM A370 (18). Eles possuíam 10 x 10 x 55 mm de dimensões e entalhe V com 2 mm de profundidade. Os ensaios de DWTT também foram efetuados em condições similares aos do ensaio de impacto Charpy. Os corpos de prova para esse ensaio foram do tipo full size com 76,2 mm de largura, 305 mm de comprimento e espessura igual à da chapa laminada. Eles possuíam entalhe do tipo prensado com profundidade de 5,1 mm.

24 5 RESULTADOS E DISCUSSÃO 5.1 Aciaria e Laminação A Tabela 5.1 apresenta os resultados obtidos da análise química dos aços, seus respectivos valores de carbono equivalente determinados pelos parâmetros C eq e P cm, definidos pelas equações 5.1 e 5.2, bem como a composição química especificada pela norma API para o grau X80M-PSL2. Tabela 5.1 - Composição química obtida dos aços (%p/p) especificada pela norma API 5L (24) para o grau X80 e valores de carbono equivalente dos aços (C eq e P cm ). Elemento Aço Nb-Cr-Mo-Ti Aço Nb-V-Ti Especificada (1) C 0,07 0,08 0,12 Mn 1,75 1,56 1,85 Nb 0,045 0,044 (2) V 0,004 0,043 (2) Ti 0,017 0,025 (2) Cr 0,16 0,03 (3) Mo 0,13 0,01 (3) C eq 0,42 0,36 0,43 P cm 0,18 0,17 0,23 (1): Teores máximos; (2): A soma dos teores de Nb, V e Ti não deve ser superior a 0,15%; (3): Teores máximos de Mo e Cr deverão ser inferiores a 0,50%.; (4): Valores não especificados.

25 Os teores obtidos na análise de panela encontraram-se dentro da faixa de composição química visada para os aços, bem como da especificada pela norma API para o grau X80. A norma API especifica que, para o grau X80, os valores de carbono equivalente, C eq e P cm, devem ser de, no máximo, 0,43 e 0,25, respectivamente. Assim, com base na composição química obtida, os valores desses parâmetros também atenderam ao solicitado. Em relação à etapa de laminação dos aços, pode-se evidenciar que na etapa de reaquecimento das placas não houve variação entre os valores de temperatura préestabelecidos e também foram respeitados os tempos de permanência no forno de reaquecimento para os aços, conforme mostrado na Tabela 5.2. Tabela 5.2 Valores visado e real da temperatura de reaquecimento e do tempo de permanência dos aços nos fornos de reaquecimento. Aço Temperatura de Reaquecimento ( C) Tempo de permanência (min) Visada Real Visada Real Cr-Mo-Nb-Ti 1165 278 Nb-V-Ti (*) 1150 a 1200 1163 250 a 300 271 Nb-V-Ti (**) 1156 275 * Projeto do aço Nb-V-Ti dentro do campo intercrítico ** Projeto do aço Nb-V-Ti dentro do campo austenítico A etapa de desbaste iniciou-se a aproximadamente 1150 C, terminado entre 1030 e 1050 C. Nessa etapa, as reduções aplicadas em cada passe foram superiores à 12%, favorecendo a recristalização da austenita durante essa etapa, uma vez que a laminação de desbaste ocorreu em um intervalo de temperaturas superior ao valor de T nr. Na laminação de acabamento, os valores de temperatura obtidos para o processamento dos aços também atenderam aos propostos como pode ser visto na Tabela 5.3. Nessa Tabela ainda estão apresentado os valores de T nr e A r3, verificando que todo o

26 processamento dos aços nessa etapa se deu abaixo da T nr, garantindo o condicionamento da austenita. Já em relação ao valor de A r3, nota-se que os aços Nb-Cr-Mo-Ti e Nb-V- Ti (*) terminaram sua laminação no campo intercrítico enquanto que a do Nb-V-Ti (**) foi no campo austenítico. Tabela 5.3 Comparação entre as temperaturas de acabamento visadas e real com os valores de T nr e A r3 dos aços. Temperatura ( C) Aço T nr Início de acabamento A r3 Final de acabamento Visada Real Visada Real Cr-Mo-Nb-Ti 955 745 743 733 740 a 760 730 a 750 Nb-V-Ti (*) 1034 741 740 774 Nb-V-Ti (**) 1034 810 a 830 823 790 a 810 818 * Projeto do aço Nb-V-Ti dentro do campo intercrítico ** Projeto do aço Nb-V-Ti dentro do campo austenítico Após a etapa de acabamento todos os aços foram submetidos ao resfriamento acelerado, conforme detalhado na Tabela 5.4. Verifica-se que todos os parâmetros ficaram dentro do esperado. Tabela 5.4 - Comparação entre as temperaturas de resfriamento e taxa de resfriamento visadas e real. Temperaturas de resfriamento ( C) Taxa de Aço Início Final resfriamento ( C/s) Visada Real Visada Real Visada Real Cr-Mo-Nb-Ti 687 347 34 680 a 700 330 a 360 Nb-V-Ti (*) 693 343 30 a 50 35 Nb-V-Ti (**) 780 a 800 799 400 a 440 415 38 * Projeto do aço Nb-V-Ti dentro do campo intercrítico ** Projeto do aço Nb-V-Ti dentro do campo austenítico

27 Além do controle das temperaturas durante o processo de laminação, sua evolução também é uma das principais variáveis considerando, sobretudo, o resfriamento acelerado após a laminação. Dessa forma, durante o processamento das chapas, a evolução da temperatura do material processado, foi mensurado por meio de termografia. Assim, pirômetros de infravermelho, localizados na entrada e na saída do sistema de resfriamento, foram utilizados para medir as temperaturas de início e final do resfriamento devendo, pois, ser coerentes com as estabelecidas no processamento do aço. Uma câmera termográfica registra os valores ao final do processo de resfriamento controlado. A Figura 5.1 apresenta as imagens termográficas de três chapas, uma de cada aço, obtidas após o resfriamento acelerado, onde: TU é a diferença entre a temperatura máxima na borda e a temperatura estabilizada na direção da largura da chapa; TL é a diferença entre a temperatura mínima na borda e a temperatura estabilizada na direção da largura da chapa; W é a variação total de temperatura na direção da largura, conforme Equação 5-3; L é a variação da temperatura na direção do comprimento. DS e DW (Drive Side and Work Side) são designações utilizadas para identificar cada uma das bordas longitudinais do material laminado levando-se em conta uma referência de posicionamento da chapa na linha de laminação de chapas grossas. Desta forma, WS é o lado da linha em que estão localizados os púlpitos de operação da laminação e DS, o lado da linha em que estão localizados os acionamentos mecânicos e elétricos dos equipamentos da laminação. W = TU + TL (eq. 5-3)

28 a) Aço Nb-Cr-Mo-Ti b) Aço Nb-V-Ti (*) c) Aço Nb-V-Ti (**) Figura 5.1 Termografia das chapas dos aços após resfriamento controlado. De posse das termografias pode-se verificar a ocorrência de diferença de temperatura ao longo do laminador e se houve algum resfriamento localizado ou a falta deste. A temperatura é uma das variáveis mais importantes no processo de resfriamento acelerado, sendo seu controle fundamental para o processo. A temperatura nas bordas do laminado é sempre mais baixas comparadas ao centro, sendo assim, durante o processo no CLC faz-se o uso de máscaras de borda, de topo e de base como barreiras para limitar a quantidade de água nestas regiões.

29 5.2 Caracterização Metalográfica e Mecânica dos Aços 5.2.1 Análises Metalográficas: As inclusões nos aços apresentaram-se distribuídas aleatoriamente na matriz metálica, Figura 5.2, e sua classificação e distribuição de acordo com a carta padrão I da norma ASTM E45/97 foi similar, Tabela 5.5. a) Aço Nb-Cr-Mo-Ti b) Aço Nb-V-Ti (*) c) Aço Nb-V-Ti (**) Figura 5.2 Aspecto típico das inclusões nos aços no centro da espessura. Seção paralela à direção de laminação. Sem ataque. Aumento: 100x.

30 Tabela 5.5 - Classificação e distribuição das inclusões presentes nos aços. Aço Sulfeto Alumina Silicato Óxidos globulares Cr-Mo-Nb-Ti 0,5 F 1,0 F - 1,0 F Nb-V-Ti 0,5 F 1,5 F - 1,0 F A partir da classificação e da distribuição das inclusões pode-se afirmar que os aços exibiram um elevado grau de limpidez. A microestrutura dos aços observada a ¼ e no centro da espessura dos aços é vista nas Figuras 5.3 Figura 5.4. Ela apresentou distinta em função da condição de processamento empregada. Nos aços processados na condição intercrítica, ela foi bandeada, observando-se também a presença de segregação central. Na condição austenítica, evidenciou-se uma distribuição aleatória dos constituintes, sem a ocorrência de segregação no centro da espessura. Os aços Nb-Cr-Mo-Ti e Nb-V-Ti (*) foram processados no campo intercrítico, pois suas temperaturas de acabamento foram de, respectivamente, 733 e 740 C, valores inferiores aos de A r3 desses aços, 743 e 774 C. Essa condição de processamento resultou em uma microestrutura formada por ferrita e austenita deformadas anteriormente ao resfriamento acelerado. O resfriamento acelerado desses aços, por sua vez, iniciou-se em torno de a 690 C, valor de temperatura superior ao de B s, temperatura de início de transformação bainítica, desses aços estimada pela Equação de Bodnar, Equação 5.4. Os valores obtidos foram 665 C para aço Nb-Cr-Mo-Ti e 632 C para o Nb-V-Ti (*). Bs = 830-270C - 90Mn - 37Ni - 70Cr - 88Mo (eq.5.4) Pelas informações apresentadas acima, verifica-se que parte da austenita deformada desses aços poderia ser converter em ferrita, perlita, bainita e traços de martensita. Assim, verificou-se a presença de ferrita com diferentes morfologias e também perlita na microestrutura final desses aços. Em relação à presença de martensita e/ou

constituinte MA, observaram-se pequenas partículas, após ataque com metabissulfito de sódio, na região do centro da espessura, Figura 5.5. 31 Embora os aços tenham sido submetidos a uma taxa de resfriamento considerável, 35 C/s, a microestrutura dos aços Nb-Cr-Mo-Ti e Nb-V-Ti (*) foi bandeada. Esse bandeamento microestrutural pode ser atribuído a heterogeneidades químicas presentes no aço devido aos elementos substitucionais alterarem a atividade do carbono na austenita (42, 43). Uma vez que o carbono possui uma alta mobilidade comparativamente aos átomos substitucionais, regiões de baixo e alto teor de carbono irão se desenvolver em regiões da austenita contendo diferentes quantidades de elementos substitucionais. Durante o resfriamento, essas regiões de baixo carbono e alto carbono irão transformar a austenita em ferrita e outro constituinte em função da taxa de resfriamento empregada. Assim, o bandeamento microestrutural do aço Nb-Cr-Mo-Ti pode ser consequência dos seus teores de Mo e Cr. Por outro lado, o aço Nb-V-Ti, mesmo não possuindo Mo e Cr exibiu-se bandeamento microestrutural. Nesse caso, ele pode ter sido, provavelmente originado em função do condicionamento da austenita, como relatado pela literatura (41). Os aços Nb-Cr-Mo-Ti e Nb-V-Ti (*) iniciaram sua temperatura de início de acabamento da ordem de 750 C. Comparando esses valores aos da T nr desses aços, 955 e 1043 C, nota-se que o condicionamento da austenita no aço Nb-V-Ti (*) foi, possivelmente, mais elevado que no aço Cr-Mo-Nb-Ti, pois houve passes de laminação em temperaturas inferiores a 1043 C, porém superiores a 750 C, destacando também que o aço Nb-V- Ti (*) possuía uma maior somatório dos teores de Nb, V e Ti (praticamente o dobro) que o aço relação Cr-Mo-Nb-Ti. Essa condição, por sua vez, pode justificar o bandeamento no aço. Esse raciocínio, de certa forma, pode ser é corroborado na Figura 5.6. A laminação de acabamento do aço Nb-V-Ti (**) terminou no campo austenítico, pois sua temperatura de acabamento 818 C foi acima de A r3, 774 C. O seu início de resfriamento acelerado também ocorreu nessa condição. Isso, por sua vez, resultou em uma microestrutura formada por bainita e também a presença de ferrita. Não foi evidenciada a presença de constituinte MA e/ou martensita nesse aço após ataque com metabissulfito de sódio.

32 a) Aço Cr-Mo-Nb-Ti b) Aço Nb-V-Ti (*) c) Aço Nb-V-Ti (**) Aumento 200X Aumento 1000X Figura 5.3 - Microestrutura dos aços observada a ¼ da espessura. Seção longitudinal à direção de laminação. Ataque nital 4%.

33 a) Aço Cr-Mo-Nb-Ti b) Aço Nb-V-Ti (*) c) Aço Nb-V-Ti (**) Aumento 200X Aumento 1000X Figura 5.4 - Microestrutura dos aços observada no centro da espessura. Seção longitudinal à direção de laminação. Ataque nital 4%.

34 a) aço Cr-Mo-Nb-Ti b) aço Nb-V-Ti(*) Figura 5.5 - Microestrutura dos aços Nb-Cr-Mo-Ti e Nb-V-Ti (*) no centro da espessura após ataque com metabissulfito de sódio. Seção longitudinal à direção de laminação. Aumento original: 1000x. a) grãos austeníticos recristalizados b) grãos austeníticos deformados Figura 5.6 - Efeito da taxa de resfriamento na formação do bandeamento para o aço a partir de grãos austeníticos (a) recristalizados e (b) deformados

35 5.2.2 Caracterização Mecânica Para caracterização das propriedades mecânicas dos aços, foram realizados ensaios de dureza, tração (limite de escoamento, limite de resistência, razão elástica e alongamento), Charpy e DWTT (Drop Weight Tear Test). Os ensaios de dureza foram realizados utilizando a escala Vickers com carga de 10 kgf, sendo conduzidos em conformidade com a norma ASTM E92 (22, 23). Para este ensaio foi utilizada uma amostra para cada chapa, com três medições em cada amostra. Os ensaios de tração foram efetuados em corpos de prova extraídos com o eixo maior transversal ao comprimento da chapa. Essa condição foi baseada na especificação API 5L (24), sendo retiradas três amostras em cada placa. Os ensaios de impacto Charpy foram realizados a -20 C, segundo a especificação da norma ASTM E23 (19), em cada condição de processamento. Esses corpos de prova foram extraídos com comprimento transversal ao sentido de laminação das chapas, conforme especificado pela norma ASTM A370 (18). Foram retiradas duas amostras em cada placa para realização deste ensaio. Os ensaios de DWTT também foram efetuados nas mesmas condições do ensaio de impacto Charpy, em relação à temperatura, ou seja, a -20 C e os corpos de prova conforme a especificação API RP 5L3 (49). Também foram retiradas duas amostras em cada placa para realização deste ensaio. Dureza Os valores de dureza medidos ao longo da espessura das amostras e seu valor médio são apresentados na Figura 5.7.

Dureza (V) Dureza (V) 36 270 250 230 210 190 170 150 1 3 5 7 9 11 13 15 17 Espessura (mm) Cr-Mo-Nb-Ti Nb-V-Ti (*) Nb-V-Ti (**) 300 250 200 150 240 233 213 Cr-Mo-Nb-Ti Nb-V-Ti (*) Nb-V-Ti (**) a) dureza ao longo da espessura b) dureza média Figura 5.7 (a) Perfil de dureza ao longo da espessura dos aços e (b) Valores de dureza média das amostras. Mesmo sendo observada a presença de segregação central nos aços Nb-Cr-Mo-Ti e Nb- V-Ti (*), os valores de dureza obtidos ao longo da espessura de todos os aços foram muito similares. Essa similaridade, por sua vez, refletiu-se no fato de não terem sido observadas diferenças significativas entre os seus valores médios para um nível de confiança de 95%. Propriedades em Tração As curvas de tração dos aços foram similares, exibindo patamar de escoamento descontínuo, Figura 5.8. Esse comportamento das curvas pode ser justificado pelo ancoramento das discordâncias móveis presentes no aço pelos átomos intersticiais.

37 a) Aço Nb-Cr-Mo-Ti b) Aço Nb-V-Ti (*) c) Aço Nb-V-Ti (**) Figura 5.8 - Curvas tensão-deformação dos corpos de prova das amostras. O limite de escoamento dos aços foi medido a 0,5% de deformação conforme estabelece a norma API 5L (24). Segundo essa norma, o limite de escoamento determinado a 0,2% somente é empregado para aços de graus superiores a X90. Nesse caso, essa premissa é válida porque graus superiores a esse comumente apresentam escoamento contínuo. Sendo assim como as curvas de tração dos aços apresentam patamar de escoamento descontínuo, seus valores do limite de escoamento foram medidos a 0,5%. Na Figura 5.9 são apresentados os valores médios de limite de escoamento dos aços e os limites superior e inferior especificados para essa propriedade pela norma API 5L (24) para o grau X80.

Limite de Resistência (MPa) Limite de Escoamento (MPa) 38 800 700 600 500 613 603 587 400 Cr-Mo-Nb-Ti Nb-V-Ti (*) Nb-V-Ti (**) LE (MPa) LIE LSE Figura 5.9 Valores de LE dos aços e os limites inferior e superior especificados pela norma API 5L (24) para o grau X80 Os valores médios de limite de escoamento dos aços situaram-se dentro da faixa especificada para o grau X80. Embora os aços possuíssem composições químicas e tenham sido submetidos a diferentes condições de processamento, não se verificou, do ponto de vista estatístico, diferenças entre os seus valores médios de limite de escoamento para um nível de confiança de 95%. O limite de resistência dos aços apresentou um comportamento análogo ao do escoamento: eles atenderam aos requisitos especificados para o grau X80, não se verificando também diferença entre os seus valores médios, Figura 5.10. 900 800 700 712 699 701 600 500 Cr-Mo-Nb-Ti Nb-V-Ti (*) Nb-V-Ti (**) LR (MPa) LIE LSE Figura 5.10 - Valores de LR dos aços e os limites inferior e superior especificados pela norma API 5L (24) para o grau X80

Razão Elástica LE/LR (%) 39 A norma API 5L (24) especifica que a razão elástica para o grau X80 deverá ser de, no máximo, 0,93 (93%). Os valores obtidos para os aços avaliados foram bem inferiores a essa especificação, Figura 5.11. 95% 90% 85% 80% 86% 86% 84% 75% Cr-Mo-Nb-Ti Nb-V-Ti (*) Nb-V-Ti (**) LE/LR (%) LSE (%) Figura 5.11 - Razão elástica dos aços e limite superior de especificação dessa propriedade para o grau X80. Em relação ao alongamento percentual, a norma API 5L (24) especifica que o valor mínimo para um determinado grau deve ser determinado utilizando a Equação 5.4: Onde: C = Constante de valor igual a 1940; A = é a área transversal do corpo de prova de tração utilizado e;, U = Valor mínimo especificado para o limite de resistência, em MPa. (eq. 5.4) Considerando as dimensões dos corpos de prova empregados no ensaio de tração dos aços desse estudo, o valor de alongamento mínimo para o grau X80 em tubos deverá ser de 17%. Na Figura 5.12 são apresentados os valores de alongamento dos aços juntamente com o mínimo especificado.

Alongamento (%) - BM: 2" 40 50.0% 40.0% 30.0% 36.9% 33.9% 36.9% 20.0% 10.0% 0.0% Cr-Mo-Nb-Ti Nb-V-Ti (*) Nb-V-Ti (**) AL (%) LIE (%) Figura 5.12 - Alongamento percentual dos aços e o valor limite especificação para o grau X80 Mesmo considerando que a especificação API 5L (24) para o alongamento mínimo de 17% se aplica a tubos, os valores apresentados neste estudo obtidos em chapas foram muito superiores ao mínimo especificado. Portanto é razoável esperar que após a transformação da chapa em tubo, os valores deste parâmetro ainda estarão acima do valor estabelecido pela norma. Os valores obtidos nos três aços podem ser considerados iguais por não haver diferença estatisticamente significativa entre eles, para um nível de confiança de 95%. Ensaio de Impacto Charpy A Norma API 5L (24) determina que o teste de impacto Charpy seja realizado a 0 C, especificando, para tubos do grau X80, que: o valor de energia absorvida deverá ser de, no mínimo, 27 J (média de 3 corpos de prova); a fração de área dúctil observada na superfície de fratura dos corpos de prova deverá ser de, no mínimo, 85%.