comportamento mecÂnico, tensÕes residuais e … · tensÕes residuais e caracterizaÇÃo...
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PROGRAMA FRANCISCO EDUARDO MOURÃO SABOYA DE
PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
ESCOLA DE ENGENHARIA
UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE
Tese de Doutorado
COMPORTAMENTO MECÂNICO,
TENSÕES RESIDUAIS E
CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL
DE JUNTAS SOLDADAS PELO PROCESSO
ERW DE AÇO API 5L X65
ALEXANDRE MAGNO DE SOUZA SANT’ANNA
JULHO DE 2016
ALEXANDRE MAGNO DE SOUZA SANT’ANNA
COMPORTAMENTO MECÂNICO, TENSÕES RESIDUAIS E
CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE JUNTAS
SOLDADAS PELO PROCESSO ERW DE AÇO API 5L X65
Tese de Doutorado apresentada ao
Programa Francisco Eduardo
Mourão Saboya de Pós-Graduação
em Ciências em Engenharia
Mecânica da UFF como parte dos
requisitos para a obtenção do tí tulo
de Doutor em Ciências em
Engenharia Mecânica.
Orientadores: Profª. D.Sc. Maria da Penha Cindra Fonseca (PGMEC/UFF)
Prof. D.Sc. João Marcos Alcoforado Rebello (UFRJ)
UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE
NITERÓI, 15 DE JULHO DE 2016
COMPORTAMENTO MECÂNICO, TENSÕES RESIDUAIS E
CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE JUNTAS
SOLDADAS PELO PROCESSO ERW DE AÇO API 5L X65
Esta tese de doutorado 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:
“Por mais que a vida possa parecer difícil, há
sempre algo que você pode fazer e ter sucesso. É
importante você não desistir simplesmente”.
Professor Stephen Hawking.
Agradecimentos
A Deus por ter me dado saúde e sabedoria para transpor os obstáculos e ter permitiu que
eu chegasse a este momento único em minha vida.
À minha esposa Regina e aos meus filhos Alexandre e Alex pela compreensão e
incentivos para que eu não esmorecesse diante das dificuldades que surgiram ao longo
desta caminhada.
À Professora Maria da Penha Cindra Fonseca, minha Orientadora, pela transferência de
conhecimentos, por ter acreditado no meu trabalho e, acima de tudo, pela maneira objetiva
e dinâmica demonstrada na orientação, durante o desenvolvimento e a conclusão do
trabalho de pesquisa, para que eu concluísse com êxito o doutorado.
Ao Professor João Marcos Alcoforado Rebelo, meu Orientador e Professor da COPPE-
UFRJ, pelo seu jeito simples e objetivo de transferir conhecimento e orientar os trabalhos
de pesquisas, e principalmente, por ter aberto as portas dos laboratórios da COPPE-UFRJ
para que eu tivesse sucesso na conclusão do doutorado.
Ao Professor Ivan Napoleão Bastos, do Instituto Politécnico do Rio de Janeiro – UERJ,
pela cooperação nos trabalhos de pesquisa e por ter sempre se mostrado disponível para
ajudar nos momentos de dificuldades ao longo do curso.
Aos Professores Sergio Souto Maior Tavares e Juan Manuel Pardal, do Laboratório de
Metalografia e Tratamentos Térmicos (LMTT) - UFF, pelos ensinamentos transmitidos
em sala de aula e, principalmente, pela disponibilidade demonstrada na orientação de
trabalhos realizados em laboratório, facilitando desta forma a condução dos ensaios
necessários para a conclusão da pesquisa.
Ao Professor Fábio Barboza Passos, do Laboratório de Reatores, Cinética e Catálise
(RECAT) – UFF, por ter cedido o laboratório para a condução dos ensaios eletroquímicos.
Ao Professor João Marciano Laredo dos Reis, Coordenador do PGMEC, pela maneira
atenciosa no trato com os alunos, pelos conhecimentos transmitidos em sala de aula e por
ter disponibilizado o Laboratório de Ensaios em Dutos - LMTA – UFF para execução dos
ensaios de tração uniaxial.
Aos professores do Programa Francisco Eduardo Mourão Saboya de Pós-Graduação em
Engenharia Mecânica (PGMEC) – UFF por terem contribuído com seus ensinamentos
para minha ascensão profissional.
Ao Doutor Cássio Barbosa, do Instituto Nacional de Tecnologia, por ter disponibilizado
o Centro de Caracterização em Nanotecnologia para análises de amostras em microscópio
eletrônico de varredura e o Laboratório de Caracterização de Propriedades Mecânicas e
Microestrutural para a realização de ensaios necessários ao andamento da pesquisa.
Agradecimento especial à todos os colegas do PGMEC pela ajuda e compartilhamento de
conhecimento durante todas as fases do doutorado.
Aos Técnicos Administrativos da Secretaria do PGMEC – UFF, pela maneira atenciosa
e disponibilidade demonstradas no atendimento aos alunos do mestrado e doutorado.
Aos Técnicos e Funcionários do Laboratório de Ensaios Mecânicos (LEM) - UFF, por ter
facilitado a condução de minha pesquisa com seu auxílio prestimoso e disponibilidade.
Aos Técnicos e Funcionários do Laboratório de Microscopia Eletrônica e Microanálise e
laboratório de Microscopia Ótica e Análise de Imagens, da COPPE-UFRJ, para maneira
atenciosa que me receberam e pelo auxílio prestimoso na condução das ensaios e análises
de amostras.
Ao Corpo Técnico do Instituto Nacional de Tecnologia que auxiliou de forma espontânea
e eficiente na obtenção de imagens que ilustraram o presente trabalho.
Ao Aluno da Graduação em Engenharia Mecânica Mateus Campos, do Laboratório de
Análises de Tensões – UFF, pela contribuição prestimosa na obtenção de resultados e,
principalmente, pela sua disponibilidade e generosidade em oferecer ajuda nos momentos
de difíceis que surgiram ao longo do doutorado.
Resumo
A fragilização por hidrogênio é um fenômeno que afeta as tubulações de aço de
alta resistência e baixa liga (ARBL), utilizadas no transporte de petróleo e seus derivados.
O gás sulfídrico presente no escoamento de óleo cru pode gerar hidrogênio monoatômico
pela ocorrência de uma reação eletroquímica na superfície do aço. A presença de
hidrogênio na rede cristalina do aço pode provocar mudanças significativas nas tensões
residuais e propriedades mecânicas e, consequentemente, promover a fragilização do aço.
No presente trabalho foi estudado o comportamento macro e microestrutural de juntas
soldadas pelo processo de resistência elétrica (ERW) de aço API 5L X65, em presença de
hidrogênio, com realização de ensaios mecânicos, análise de tensões residuais por
difração de raios-X, caracterização macroestrutural por microscopia óptica (MO), análise
da superfície de fratura por microscopia eletrônica de varredura (MEV) e caracterização
microestrutural por espectroscopia de energia dispersiva (EDS), utilizando amostras de
metal base e da zona de fusão de solda hidrogenadas na condição como recebido, com
tratamento térmico e pré-deformadas. Os resultados mostraram que a hidrogenação
alterou o estado de tensões residuais e o comportamento mecânico das juntas soldadas.
Abstract
The hydrogen embrittlement is a phenomenon that affects the pipes of high
strength low alloy steel (HSLA), used in the transport of petroleum and its derivatives.
The hydrogen sulfide gas present in crude oil can generate monatomic hydrogen by the
occurrence of an electrochemical reaction at the steel surface. The presence of hydrogen
in the crystal lattice of the steel can cause significant changes in mechanical properties
and residual stresses and thus promote the embrittlement of steel. In the present work it
was studied the macro and microstructural behavior of welded joints by electrical
resistance process (ERW) API 5L X65 steel in the presence of hydrogen, with mechanical
testing, analysis of residual stresses by X-ray diffraction, characterization macrostructural
by optical microscopy (OM), fracture surface analysis by scanning electron microscopy
(SEM) and microstructural characterization by energy dispersive spectroscopy (EDS)
using base metal and fusion zone samples in the as received condition, with heat treatment
and pre-strain. The results showed that hydrogenation change the residual stress state and
mechanical behavior of the steel welded joints.
SUMÁRIO
Lista de Figuras................................................................................................................i
Lista de Tabelas .............................................................................................................vi
Lista de Símbolos .........................................................................................................viii
Capítulo 1 - Introdução.................................................................................................1
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica...............................................................................4
2.1. Aços de alta resistência e baixa liga......................................................................4
2.1.1. A importância dos elementos de liga nos aços ARBL..........................................l5
2.1.2. Aços API 5L na indústria do petróleo....................................................................8
2.1.3. Processo termomecânico controlado de laminação de chapas de aço.................10
2.1.4. Processos de produção de tubos de aço...............................................................14
2.1.5. Processo de soldagem de tubos por resistência elétrica....................................... 16
2.2. Fragilização por hidrogênio.................................................................................19
2.2.1. Teorias de fragilização por hidrogênio em metais...............................................22
2.2.2. Processos de fragilização por hidrogênio em aços..............................................25
2.2.3. Efeito do hidrogênio nas propriedades mecânicas dos aços................................36
2.3. Tensões residuais..................................................................................................42
2.3.1. Processos de geração de tensões residuais...........................................................42
2.3.2. Tensões residuais geradas na fabricação de tubos de aço....................................44
2.3.3. Tensões residuais geradas nos processos de soldagem de tubos de aço..............46
2.3.4. Tensões residuais geradas nas transformações de fases microestruturais do
aço.................................................................................................................................49
2.3.5. Tensões residuais no processo de fragilização por hidrogênio do aço................50
2.3.6. Técnicas de medição de tensões residuais...........................................................54
2.3.7. Medição de tensões residuais por difração de raios-X.........................................54
Capítulo 3 – Materiais e Métodos...............................................................................61
3.1. Material..................................................................................................................61
3.2. Preparação dos corpos de prova para caracterização das propriedades
mecânicas......................................................................................................................62
3.3. Ensaios eletroquímicos......................................................................................... 64
3.3.1. Preparação dos corpos de prova...........................................................................64
3.3.2. Solução sintética simuladora do ambiente do solo..............................................65
3.3.3. Potencial de corrosão do aço............................................................................... 66
3.3.4. Hidrogenação dos corpos de prova......................................................................67
3.3.4.1. Célula eletroquímica de hidrogenação..............................................................67
3.3.4.2. Potencial catódico de hidrogenação..................................................................68
3.3.4.3. Tempo de hidrogenação dos corpos de prova..................................................68
3.4. Ensaios mecânicos.................................................................................................72
3.4.1. Ensaios de dureza e de microdureza vickers........................................................72
3.4.2. Ensaios de tração uniaxial....................................................................................73
3.4.3. Ensaios de tenacidade ao impacto charpy............................................................ 73
3.5. Análise de tensões residuais.................................................................................74
3.6. Tratamento térmico de alívio de tensões............................................................75
3.7. Caracterização macro e microestrutural do material.......................................76
Capítulo 4 – Resultados e Discussão...........................................................................78
4.1. Ensaios eletroquímicos .........................................................................................79
4.1.1. Potencial hidrogeniônico da solução eletrolítica.................................................79
4.1.2. Potencial de corrosão do aço................................................................................ 79
4.1.3. Potencial de hidrogenação dos corpos de prova..................................................82
4.2. Análise de tensões residuais.................................................................................84
4.2.1. Corpos de prova de tenacidade ao impacto charpy..............................................84
4.2.1.1. Condição como-recebido (CR) e hidrogenado (H)...........................................84
4.2.1.2. Condição com tratamento térmico (TTAT) e hidrogenado (H)........................87
4.2.2. Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial................................... 90
4.2.2.1. Condição como recebido (CR) e hidrogenado (H)...........................................90
4.2.2.2. Condição com tratamento térmico (TTAT) e hidrogenado (H)........................92
4.2.2.3. Condição com tratamento térmico (TTAT), pré-deformado (PD) e
hidrogenado (H).............................................................................................................95
4.3. Caracterização das propriedades mecânicas.....................................................99
4.3.1. Dureza..................................................................................................................99
4.3.2. Microdureza.......................................................................................................100
4.3.3. Energia absorvida no ensaio de tenacidade ao impacto Charpy........................101
4.3.4. Resistência mecânica.........................................................................................104
4.3.4.1. Metal base.......................................................................................................104
4.3.4.2. Zona de fusão do tubo.....................................................................................110
4.4. Caracterização microestrutural........................................................................117
4.5. Análise microestrutural das superfícies de fratura.........................................119
4.5.1. Amostras rompidas no ensaio de tenacidade ao impacto Charpy......................119
4.5.2. Amostras rompidas no ensaio de tração uniaxial...............................................126
4.5.3 Análises das superfícies de fratura das amostras por EDS.................................134
Capítulo 5 – Conclusões............................................................................................135
Capítulo 6 - Sugestões para Trabalhos Futuros.....................................................137
Capítulo 7 – Referências Bibliográficas................................................................... 138
i
Lista de Figuras
Figura 2.1 - Microestrutura do aço API 5L X70. ............................................................. 8
Figura 2.2 - Processo termomecânico controlado para laminação de chapas de aço ..... 12
Figura 2.3 - Alterações microestruturais no processo TMCP de laminação de chapas de
aço ARBL ....................................................................................................................... 14
Figura 2.4 - Fluxograma do processo de fabricação EWR - longitudinal - linha
contínua ......................................................................................................................... 15
Figura 2.5 - Processo de fabricação de tubo de aço pelo método de indução de corrente
de alta frequência . .......................................................................................................... 17
Figura 2.6 - Processo de fabricação de tubo de aço pelo método de resistência elétrica por
corrente de alta frequência . ............................................................................................ 17
Figura 2.7 - Macroestrutura da região de solda de tubo de aço fabricado pelo processo
ERW . ............................................................................................................................. 18
Figura 2.8 - Fragilização por hidrogênio em aços em presença de solução ácida ......... 29
Figura 2.9 - Corrosão na superfície do tubo de aço API 5L X65 ................................... 31
Figura 2.10 - Concentração de hidrogênio em juntas soldadas de aço API 5L X52 ..... 32
Figura 2.11 - Superfície de fratura de aço ARBL hidrogenado...................................... 33
Figura 2.12 - Superfície de fratura de amostra de aço API 5L X65 ............................... 35
Figura 2.13 - Micrografias da superfície de fratura de aços hidrogenados .................... 38
Figura 2.14 - Superfície de fratura de amostras de aço API 5L X80 ............................. 40
Figura 2.15 - Microdureza em juntas soldadas de aço API 5L X52 ............................... 41
Figura 2.16 - Curvas tensão vs. deformação de amostras pré-deformadas de aço
API 5L X65 .................................................................................................................... 43
Figura 2.17 - Analogia da barra aquecida, evolução da tensão longitudinal em função da
temperatura e distribuição de tensões residuais ao final do processo de soldagem ...... 48
ii
Figura 2.18 - Tensões residuais longitudinais e transversais geradas pelo processo de
soldagem ......................................................................................................................... 49
Figura 2.19 - Micrografia da região de solda de um aço API 5L X70 ........................... 50
Figura 2.20 - Curvas de permeação de hidrogênio em ferro puro .................................. 52
Figura 2.21 - Tensões residuais na fase ferrítica do aço inoxidável ............................... 53
Figura 2.22 - Condições para ocorrência de difração. .................................................... 56
Figura 2.23 - Sistema de coordenadas polares para determinação do estado de tensões do
material ........................................................................................................................... 57
Figura 2.24 - Estado de tensão do material em função do declive da curva 2θ vs.
sen2ψ .............................................................................................................................. 60
Figura 3.1 - Posição da retirada dos corpos de prova do tubo. ....................................... 62
Figura 3.2 - Desenho esquemático do corpo de prova de tenacidade ao impacto
Charpy. ........................................................................................................................... 63
Figura 3.3 - Desenho esquemático do corpo de prova de tração uniaxial. ..................... 63
Figura 3.4 - Fluxograma dos tratamentos dos corpos de prova antes dos ensaios
mecânicos. ...................................................................................................................... 64
Figura 3.5 - Potenciostato para ensaios eletroquímicos. ................................................ 66
Figura 3.6 - Célula eletroquímica de hidrogenação. ....................................................... 67
Figura 3.7 - Condições iniciais e de contorno da 2ª Lei de Fick para gerar um perfil de
concentração de hidrogênio [c(x,t)] no interior da amostra............................................ 69
Figura 3.8 - Interface do programa computacional para determinação do tempo de
hidrogenação de amostras de aço ................................................................................... 70
Figura 3.9 - Curvas do tempo de hidrogenação dos corpos de prova ............................. 71
Figura 3.10 - Amostra da junta soldada usada na análise de microdureza Vickers. ...... 72
Figura 3.11 - Direções de análises de tensões residuais em corpos de prova................. 74
iii
Figura 3.12 – Analisador de tensões XStress3000 e amostra analisada. ........................ 75
Figura 3.13 - Diagrama de tratamento térmico de alívio de tensões. ............................. 76
Figura 4.1 - Potencial de corrosão em função do tempo, em solução NS4, para a condição
de ensaio aerado e desaerado. ......................................................................................... 80
Figura 4.2 - Curva de polarização anódica e catódica do aço API 5L X65.................... 81
Figura 4.3 - Diagrama de equilíbrio eletroquímico para o sistema Fe-H2O, na temperatura
de 25 ºC ......................................................................................................................... 83
Figura 4.4 - Tensões residuais em corpos de prova Charpy nas condições CR e H....... 85
Figura 4.5 - Tensões residuais em corpos de prova Charpy nas condições CR, TTAT
e H .................................................................................................................................. 88
Figura 4.6 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial nas condições CR
e H .................................................................................................................................. 91
Figura 4.7 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial do metal base e da
zona de fusão do tubo, nas condições CR, TTAT e H.................................................... 94
Figura 4.8 - Tensões residuais em corpos de provas de tração uniaxial do metal base e da
zona de fusão do tubo, nas condições CR com TTAT, PD e H ..................................... 96
Figura 4.9 - Microdureza Vickers em amostra da região de solda do aço ................... 101
Figura 4.10 - Energia absorvida no ensaio de tenacidade ao impacto Charpy. ............ 102
Figura 4.11 - Diagrama tensão vs. deformação: corpos de prova do metal base, na
condição como recebido e hidrogenado. ...................................................................... 106
Figura 4.12 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras do metal base, na condição como
recebido, com tratamento térmico e hidrogenado. ....................................................... 107
Figura 4.13 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras do metal base, na condição como
recebido, com tratamento térmico, pré-deformado e hidrogenado. .............................. 109
iv
Figura 4.14 - Diagrama tensão vs. deformação de amostras do metal base, nas condições
como recebido, hidrogenado, com tratamento térmico e hidrogenado e com tratamento
térmico, pré-deformado e hidrogenado. ....................................................................... 110
Figura 4.15 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras do metal base e zona de fusão,
na condição como recebido. ......................................................................................... 111
Figura 4.16 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras da zona de fusão, na condição
como recebido e hidrogenado. ...................................................................................... 113
Figura 4.17 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras da zona de fusão, nas condições
como recebido, com tratamento térmico e com tratamento térmico e hidrogenada. .... 114
Figura 4.18 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras da zona de fusão, nas condições
CR, com TTAT e com TTAT, pré-deformada e hidrogenada. ..................................... 115
Figura 4.19 - Diagrama tensão vs. deformação de amostras da zona de fusão, nas
condições CR, H, com TTAT e H, com TTAT, PD e H. ............................................. 116
Figura 4.20 - Metalografia do metal base ..................................................................... 117
Figura 4.21 - Microestrutura da junta soldada .............................................................. 118
Figura 4.22 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido,
ampliação de 2000x. ..................................................................................................... 120
Figura 4.23 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido e
hidrogenado .................................................................................................................. 121
Figura 4.24 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido
com tratamento térmico e hidrogenado ........................................................................ 122
Figura 4.25 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição CR ................. 123
Figura 4.26 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição CR e H ........... 124
Figura 4.27 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição como recebido com
tratamento térmico e hidrogenado..................................................................................125
v
Figura 4.28 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como
recebido ........................................................................................................................ 126
Figura 4.29 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição recebido e
hidrogenado .................................................................................................................. 127
Figura 4.30 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido,
com tratamento térmico e hidrogenado ........................................................................ 128
Figura 4.31 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido
com tratamento térmico, pré-deformada e hidrogenado ............................................... 129
Figura 4.32 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição como
recebido. ....................................................................................................................... 130
Figura 4.33 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição como recebido e
hidrogenada .................................................................................................................. 131
Figura 4.34 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição TTAT e H ...... 132
Figura 4.35 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição TTAT, PD
e H. ............................................................................................................................... 133
Figura 4.36 - EDS das superfícies de fratura de amostras hidrogenadas ..................... 134
vi
Lista de Tabelas
Tabela 2.1 - Classificação das tensões residuais ............................................................ 44
Tabela 3.1 - Especificações do tubo de aço API 5L X65. .............................................. 61
Tabela 3.2 - Composição química do aço API 5L X65. ................................................. 62
Tabela 3.3 - Propriedades Mecânicas do Aço API 5L X65............................................ 62
Tabela 3.4 - Composição química da solução NS4. ....................................................... 65
Tabela 3.5 - Tempo de hidrogenação em função da espessura da seção central do corpo
de prova para a concentração de hidrogênio igual a 0,262 mol H/m3. ........................... 71
Tabela 3.6 - Parâmetro utilizados no sistema de análises das tensões residuais. ........... 75
Tabela 4.1 - Tensões residuais em corpos de prova Charpy nas condições como recebido
(CR) e hidrogenado (H). ................................................................................................. 84
Tabela 4.2 - Tensões residuais em corpos de prova Charpy nas condições: como recebido
(CR), tratado termicamente (TTAT) e hidrogenado (H). ............................................... 87
Tabela 4.3 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial na condição como
recebido e hidrogenado. .................................................................................................. 90
Tabela 4.4 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial na condição CR
com TTAT e H. .............................................................................................................. 92
Tabela 4.5 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial do metal base. .. 95
Tabela 4.6 - Valores médios dos ensaios de dureza Rockwell B do metal base do
tubo. ................................................................................................................................ 99
Tabela 4.7 - Energia absorvida de tenacidade ao impacto Charpy pelo MB e ZF do
tubo. .............................................................................................................................. 102
Tabela 4.8 - Propriedades mecânicas do metal base. ................................................... 105
Tabela 4.9 - Propriedades mecânicas da zona de fusão. ............................................... 112
vii
Lista de Símbolos
C - Concentração
C0 - Concentração na superfície do metal
Ceq – Carbono equivalente
D – Coeficiente de difusão
d0 - Distância interplanar entre planos atômicos paralelos e livre de tensão
L - Espessura da amostra
n - Número inteiro
np - Número de termos da série de potências
T – Temperatura absoluta
Tac – Temperatura de acabamento
TAr3 – Temperatura de austenitização
Tnr – Temperatura de não recristalização
T - Tempo
x - Posição
λ – Comprimento de onda
ν – Coeficiente de Poisson
φ - Ângulo azimutal
ψ – Ângulo Polar
θ - Ângulo de interferência construtiva
θ0 - Ângulo de difração para uma amostra não tensionada
viii
∆d - Variação da distância interplanar
∆θ - Variação do ângulo de interferência construtiva
σLE – Tensão limite de escoamento
σLR – Tensão limite de resistência
E – Módulo de elasticidade
ecs – Eletrodo de calomelano saturado
ehs – Eletrodo padrão de hidrogênio
1
Capítulo 1
Introdução
Na década de 60, os aços microligados surgiram diante da necessidade de
produção de chapas com alta resistência mecânica e tenacidade para ser empregadas nos
processos de fabricação de tubos com grandes diâmetros para escoamento de petróleo e
gás natural. O desenvolvimento do processo de laminação controlada permitiu a
fabricação de chapas com alta resistência mecânica e melhor soldabilidade, sem prejuízo
da tenacidade. Essas características mecânicas foram conseguidas com a inclusão de
elementos de liga como molibdênio, vanádio, titânio e nióbio, em aços com baixo teor de
carbono e manganês. A adição desses elementos de liga permitiu alterações significativas
na microestrutura do aço, como o refinamento de grãos e endurecimento por precipitação,
aumentando desta forma a dureza sem perder a tenacidade. Este processamento introduziu
um novo tipo de aço estrutural no mercado, que passou a ser conhecido como aço de alta
resistência e baixa liga (ARBL). As características mecânicas dos aços ARBL garantiram
a fabricação de tubos com espessura reduzida de parede, com maiores diâmetros e boa
2
soldabilidade, que gerou economia nos custos para o transporte de gás natural, petróleo e
seus derivados, e sobretudo, no aumento da vida útil das tubulações.
Atualmente, o Brasil possui 601 linhas de dutos para o transporte de petróleo,
derivados, gás natural e outros produtos, com uma extensão total de 19,7 mil km, sendo
que 451 são destinadas a transferência e 150 para o transporte. Para o transporte de gás
são destinados 110 dutos, com 11,7 km, enquanto para os derivados 422 dutos, totalizando
5,9 mil km, e para a movimentação de petróleo são destinados 32 dutos, com 2 mil km.
Outros 37 dutos, com 76 km de extensão, são destinados ao transporte de outros produtos
como etanol, metanol, etano, propano, gasolina de pirólise e propileno (ANP, 2015).
Os tubos de aço ARBL têm sido empregados largamente na construção de novas
linhas de dutos para o transporte de gás natural, petróleo e seus derivados, em virtude do
aumento da produção nacional.
Na indústria do petróleo, falhas prematuras das tubulações de aço são causadas,
principalmente, pela fragilização por hidrogênio, já que as paredes internas das
tubulações de aço estão em contato permanente com gás sulfídrico (H2S) gerado durante
o escoamento de óleo cru de petróleo. Este contato dá origem a uma reação eletroquímica
na superfície do aço, que promove simultaneamente a redução de hidrogênio e dissolução
do metal, sendo que o hidrogênio gerado é inicialmente adsorvido e posteriormente
absorvido pela rede cristalina do metal, provocando mudanças significativas no seu
comportamento mecânico. A presença de hidrogênio monoatômico na rede cristalina do
aço pode alterar o estado de tensões residuais pré-existentes, geradas durante o processo
de fabricação do tubo, e principalmente, contribuir para o aumento de concentração de
hidrogênio e pressão local, deixando o material mais suscetível à fragilização pelo
hidrogênio.
3
O objetivo do presente trabalho é estudar o efeito da hidrogenação no comportamento
mecânico, nas tensões residuais e na microestrutura de juntas soldadas pelo processo de
resistência elétrica (ERW) de aço API 5L X65, utilizando amostras retiradas do metal
(MB) e da zona de fusão (ZF), nas condições: como recebido (CR), com tratamento
térmico (TTAT) e pré-deformação (PD). As amostras foram hidrogenadas em solução
eletrolítica simuladora do ambiente do solo, denominada NS4. O efeito da hidrogenação
nas tensões residuais do aço estudado constitui a originalidade da presente Tese.
4
Capítulo 2
Revisão Bibliográfica
2.1. Aços de Alta Resistência e Baixa Liga
Os aços ARBL surgiram nos anos 60, diante das necessidades de redução dos
custos de operação e de aumento no volume de transporte do petróleo e seus derivados.
A indústria do aço desenvolveu um material com alta resistência mecânica e boa
tenacidade, que possibilitou a fabricação de tubos com diâmetros maiores e espessura das
paredes reduzidas.
Os aços ARBL, também conhecidos como aços microligados, são aços
carbono-manganês, com menos de 0,25 % de teor de carbono e um percentual de
manganês inferior a 2 %, que contêm pequenos teores de nióbio, vanádio e titânio,
geralmente inferior a 0,15 %, que foram adicionados para permitir o refino dos grãos e
endurecimento por precipitação. Estes elementos de liga são os responsáveis pelo
aumento da resistência mecânica, pela boa tenacidade em baixas temperaturas, por
5
beneficiar a conformação mecânica e a soldabilidade durante o processo de fabricação do
tubo. (Pinto, 2006).
Os aços ARBL são amplamente utilizados em todo mundo, especialmente na
fabricação de tubos para a indústria de petróleo, devido às suas propriedades mecânicas
de alta resistência, boa tenacidade e excelente soldabilidade. Estes aços são empregados
em serviços severos e que exigem tenacidade à baixa temperatura (Kang et al, 2012).
2.1.1. A Importância dos Elementos de Liga nos Aços ARBL
O mecanismo de aumento de resistência, durante o processo de fabricação do aço,
ocorre por solução sólida, com a adição de átomos de elementos de liga na rede cristalina
de aço com baixo teor de carbono, sob a forma substitucional ou intersticial. Esta inclusão
de átomos tem com finalidade provocar a deformação da rede cristalina, e em
consequência, dificultar o movimento das discordâncias. Outro mecanismo aplicado para
o aumento de resistência é a redução do tamanho do grão, por intermédio de tratamento
térmico adequado, já que o material com granulação mais fina possui uma área total maior
de contornos de grãos, que provoca uma restrição no movimento de discordâncias da rede
cristalina, aumentando desta forma a resistência do material (Gomez, 2011).
Segundo Pinto (2006), os elementos de liga titânio, vanádio, nióbio e molibdênio
foram adicionados à composição química dos aços de baixo carbono e manganês com a
finalidade de aumentar a resistência mecânica por precipitação e, principalmente, durante
o processo termomecânico de laminação, inibir o crescimento de grão austenítico durante
o reaquecimento das chapas, retardar a recuperação e recristalização dos grãos
austeníticos deformados e atrasar a transformação de austenita em ferrita.
6
A inclusão de elementos de liga como o nióbio e o titânio na composição química
dos aços ARBL são essenciais para a melhora das propriedades mecânicas, já que durante
o processo termomecânico controlado de laminação, na fase de resfriamento acelerado,
formam precipitados de nitreto de titânio e carboneto de nióbio, que aumentam a
resistência mecânica e a tenacidade do aço. A presença destes elementos de liga
proporciona uma boa combinação de resistência e tenacidade dos aços microligados, por
intermédio do refinamento de grãos. Portanto, a presença destes elementos microligantes,
mesmo em baixas concentrações, promove a formação de carbonitretos, que são os
principais responsáveis pelas alterações significativas nas propriedades mecânicas dos
aços ARBL (Zhang et al, 2011; Reip et al, 2006).
A morfologia e o tamanho dos grãos de ferrita desejados nos aços ARBL podem
ser obtidos com a presença de elementos microligantes no processo termomecânico
controlado de laminação, resultando no aumento da resistência mecânica e tenacidade do
material (Nanninga et al, 2012).
Segundo Das et al (2009), a formação de carbetos e carbonitretos promovem o
aumento de resistência por precipitação e a redução de solução sólida de nitrogênio
durante a formação da fase ferrítica. Precipitados de carbonitretos de nióbio previnem o
crescimento dos grãos de austenita durante o tratamento térmico de normalização, que
gera um aumento na resistência mecânica e tenacidade dos aços. Outro efeito deste
elemento de liga em aços com baixo teor de carbono é a redução da temperatura de
transformação para não formação de ferrita, obtendo-se uma microestrutura final
composta de ferrita acicular. A adição de vanádio no aço liga tem como finalidade a
formação de precipitados ricos em carbono, durante a fase de resfriamento acelerado do
processo de laminação termomecânico, visando um aumento de resistência mecânica e
dureza da chapa de aço. O cobre é utilizado na composição química com a finalidade de
7
provocar o efeito de endurecimento por precipitação, o que contribui no aumento da
resistência mecânica, sem prejudicar a soldabilidade, e ainda, melhora da resistência à
corrosão do aço.
Os elementos de liga molibdênio e boro são os responsáveis pela melhoria da
microestrutura dos aços ARBL, reduzindo a quantidade de bainita e martensita, o que
resulta no aumento de ductilidade do material (Yan et al, 2009).
Os aços microligados com baixo teor de carbono são caracterizados por muito boa
soldabilidade, devido à presença de elementos como o nióbio, vanádio e titânio, que agem
como redutor de dureza durante o processo termomecânico controlado de laminação de
chapas de aço (Korczak, 2004).
Estudo realizado com aço API 5L X70 para verificar o efeito do molibdênio e
vanádio na composição química do aço, foi constatado que a inclusão desses elementos
microligantes, juntamente com a alteração nas temperaturas de laminação e taxas de
resfriamento, durante o processo termomecânico controlado, alterou a microestrutura e as
propriedades mecânicas do aço. A adição de molibdênio e o aumento da concentração de
vanádio reduziu a temperatura de austenitização e promoveu transformação de fase, e que
a adição destes elementos microligantes impediram a formação de ferrita poligonal e
ferrita durante o resfriamento e promoveram a transformação das fases em ferrita acicular,
ferrita-bainita e austenita-martensita, que foram as responsáveis pelo aumento da
resistência mecânica do aço. A Figura 2.1 mostra a alteração microestrutural do aço com
o aumento do teor de vanádio na composição química e com diferentes temperaturas de
laminação e taxas de resfriamento: (a), (b) e (c) - microestruturas com 0,20 %p Mo e
0,03 %p V e (d), (e) e (f) - microestruturas com 0,20 %p Mo e 0,07 %p V (Kim et al,
2007).
8
Figura 2.1 - Microestrutura do aço API 5L X70: (a) e (d) temperatura de laminação:
720 ºC e taxa de resfriamento: ar; (b) e (e) temperatura de laminação: 720 ºC e taxa de
resfriamento: 10 ºC/s; (c) e (f) temperatura de laminação: 820 ºC e taxa de resfriamento:
10 ºC/s (Kim et al, 2007).
Hashemi (2011) constatou em estudo realizado com aço API 5L X65 que houve
uma variação na resistência mecânica e dureza entre o metal base, a zona termicamente
afetada e o metal de solda, e que esta variação nas propriedades mecânicas foi uma
consequência de uma série de fatores, tais como: recristalização, refinamento e
crescimento de grãos, composição das fases e precipitação, que são fatores resultantes do
ciclo térmico provocado pela alta energia de soldagem do material.
2.1.2. Aços API 5L na Indústria do Petróleo
A normatização para fabricação de tubulações pressurizadas teve início no ano de
1935, pela ASME (American Society of Mechanical Engineers), com a inclusão de vários
9
requisitos de segurança nos projetos e para as operações de dutos industriais destinados
ao escoamento, armazenagem e transporte de petróleo e seus derivados. A Norma ASME
B.31.8 (American National Standard Code for Pressure Piping - Gas Transmission and
Distribution Piping Systems, 2003) regula todos os aspectos para a fabricação e operação,
tais como: prescrições de projetos, cálculo de espessuras e de flexibilidade, seleção e
limitação de materiais, tensões admissíveis, fabricação, montagem, testes e inspeção de
tubulações.
O Instituto Americano de Petróleo (American Petroleum Institute - API) tem
como principal objetivo criar especificações para a fabricação de tubos e acessórios
empregados na construção de dutos para a indústria do petróleo e, principalmente,
considerando as propriedades mecânicas, composição química, dimensões e peso.
Nos últimos anos, o API vem aprimorando novas tecnologias para fabricação de
tubos de aço com propriedades mecânicas desejáveis, com a finalidade de especificar
tubos com diâmetros nominais maiores e espessuras das paredes menores, que possam
operar em alta pressão. No mercado mundial, o emprego destas novas tubulações em
substituição às antigas vêm acontecendo gradualmente, visando um aumento de volume
de escoamento de petróleo e derivados e uma diminuição nos custos de manutenção e
operacionais (Cordeiro, 2013).
As Normas API 5L (2000) especificam os padrões para a fabricação de tubos para
o transporte de água, óleo e gás natural, com ou sem costura, para serem empregados na
indústria do petróleo e derivados.
Os tubos API 5L são especificados em Graus, com padronização nos processos de
fabricação, nas composições químicas, nas propriedades mecânicas, nas dimensões e nas
inspeções e testes. A especificação da norma estabelece requisitos para a fabricação nos
níveis PSL1 e PSL2 (Product Specification Level), que define o padrão de exigência
10
técnica, sendo que o PSL2 é mais exigente nos requisitos obrigatórios de carbono
equivalente da composição química, tenacidade, limite de escoamento e de resistência
máximos.
2.1.3. Processo Termomecânico Controlado de Laminação de Chapas de Aço
Os aços ARBL podem ser laminados pelo processo termomecânico convencional
ou pelo processo termomecânico controlado - TMCP (Thermo-Mechanic Controlled
Process). No processo convencional, o material passa por uma sequência de passes para
promover uma mudança de forma, com deformações e temperaturas controladas, sendo a
microestrutura final obtida por intermédio de tratamentos térmicos. No processo TMCP,
as chapas de aço passam por um controle rigoroso durante as fases de laminação e
resfriamento acelerado para obtenção de uma microestrutura final com as propriedades
mecânicas desejadas (Uemori, 2012).
O processo de conformação mecânica a frio de aços perlíticos aumenta,
consideravelmente, o seu limite de resistência e tenacidade, em virtude de mudanças
microestruturais produzidas por encruamento, porém, este processo promove uma
distribuição não uniforme de deformação plástica no material, que são fontes geradoras
de tensões residuais (Wang, 2002).
Segundo Pinto (2006), as chapas de aço API 5L são fabricadas pelo TCMP em
três fases:
1ª) Laminação na fase de recristalização da austenita: o material sofre uma
redução de espessura à temperatura de 1250 ºC, produzindo uma deformação dos grãos
austeníticos, que passam apresentar uma geometria alongada, e novos grãos de austenita
poligonal começam a nuclear e crescer nos contornos dos grãos da austenita deformada,
11
com tamanho menor do que o inicial. Novos passes são executados para a recristalização
completa dos novos grãos de austenita até que atinjam o tamanho inicial.
2ª) Laminação na fase de não recristalização da austenita: com a aplicação de uma
temperatura de não recristalização da austenita (Tnr), abaixo de 1050 ºC, são realizados
novos passes para que a austenita seja deformada, sem que haja recristalização nos
contornos de grão e aumento na relação entre área e o volume da mesma, o que provoca
uma redução de 60 a 80 % no tamanho do grão da austenita.
3ª) Acabamento na fase austenita + ferrita: a laminação é realizada em temperatura
de acabamento (Tac), próxima da transformação austenita + ferrita (TAr3), com o
resfriamento da chapa em água, quando atingir a temperatura TAr3, permitindo a
nucleação da ferrita nos contornos de grãos da austenita deformada. Quanto menor o
tamanho do grão austenítico, maior será o número de sítios onde a ferrita poderá se
nuclear, promovendo uma granulação mais fina. Após a formação dos grãos ferríticos, a
chapa passa de resfriamento em água para o ar.
Segundo Uemori et al (2012), no processo TMCP, a laminação controlada
juntamente como o resfriamento acelerado são responsáveis pela obtenção de
microestruturas com grãos finos, que conferem melhor resistência mecânica e tenacidade
às chapas de aço, conforme é mostrado na Figura 2.2.
12
Figura 2.2 - Processo termomecânico controlado para laminação de chapas de aço
(Uemori et al, 2012).
O processo TMCP, segundo Yan et al (2009), vem substituindo gradualmente os
processos tradicionais de laminação de chapas, dando origem a uma nova geração de
tubos de aço, com a combinação de resistência mecânica, tenacidade e soldabilidade, que
são adquiridas durante o processamento.
Gomez et al (2011) salientam que processo TMCP exige um rigoroso controle das
temperaturas de reaquecimento e resfriamento e dos tempos de passes para se obter uma
microestrutura de granulação adequada, e consequentemente, uma boa resistência
mecânica e tenacidade do material.
Em estudos realizados com aço API 5L, Brito et al (2000) ressaltam que o
processo TMCP não possibilita apenas o controle da taxa de resfriamento, mas também
o controle das temperaturas iniciais e finais de resfriamento em água, permitindo maior
eficiência no controle das frações dos produtos de transformação da austenita em níveis
13
desejados, gerando desta forma, um balanço entre as propriedades de tenacidade e
resistência mecânica.
No processo termomecânico controlado de laminação de chapas de aço, Hippert
(2004) sugere que o aumento de resistência do material é conseguido muito mais pelo
refino da microestrutura, com a obtenção de microestrutura ferrita/martensita ou de ferrita
não poligonal, do que pelo endurecimento devido à adição de elementos de liga
formadores de precipitados.
Gomez et al (2011), em estudo realizado com aço API 5L X80, verificaram que
durante o processo termomecânico controlado de laminação, um aumento na quantidade
de deformação a quente na região de não recristalização da austenita, promove um
aumento na fração volumétrica de ferrita acicular após o resfriamento. Os autores
constataram que este aumento é consequência da maior densidade de subestruturas e
discordâncias dentro dos grãos de austenita, responsáveis pelo aumento da velocidade de
nucleação de ferrita acicular e da difusão de carbono para a interface de austenita/ferrita,
que pode dar origem a austenita enriquecida de carbono.
Turani (2010) estudou o processo TMCP e relata que ele permite a obtenção de
microestruturas ultrafinas, o que gera um impacto positivo nas propriedades mecânicas
das chapas de aço e promove as seguintes vantagens em relação ao processo de laminação
a frio: refino grãos (microestrutura); redução de carbono equivalente (Ceq) em ligas;
menor temperatura de reaquecimento de placas; alta tenacidade; melhor soldabilidade; e
maior resistência mecânica associada aos valores de Ceq menores. A Figura 2.3 mostra o
processo de laminação controlada associada ao resfriamento rápido aplicado na obtenção
de chapas de aço ARBL para fabricação de tubos.
14
Figura 2.3 - Alterações microestruturais no processo TMCP de laminação de chapas de
aço ARBL (Turani, 2010).
2.1.4. Processos de Produção de Tubos de Aço
Os tubos API 5L empregados na indústria do petróleo e gás natural podem ser
fabricados pelo processo U-O-E, com soldagem das paredes por arco submerso
(Submerged Arc Welding - SAW) ou pelo processo de soldagem por resistência elétrica
(Electric Resistence Welding - ERW), na direção longitudinal, conforme prevê a Norma
API 5L.
O processo de conformação mecânica U-O-E é realizado por prensagem,
soldagem por arco submerso, seguida por expansão. Inicialmente, ocorre a conformação
da chapa na forma de “U”, onde a parte interna da chapa é conformada por compressão e
a parte externa por tração, até que seja formado o “O”. Em seguida as paredes do tubo
são unidas pelo processo de soldagem por arco submerso. Na etapa final do processo de
fabricação é executada a expansão mecânica do tubo - “E”, com aplicação de pressão
interna, com o objetivo de garantir o diâmetro final previsto pela Norma API 5L (2000).
15
A Figura 2.4 mostra a produção de tubos de aço API pelo processo de fabricação
EWR longitudinal (Confab Industrial S.A, 2013), onde as bobinas de chapas laminadas
são desbobinadas e, em seguida, sofrem conformação mecânica por intermédio de rolos
compressores e soldagem automática por resistência elétrica em alta frequência para
união das paredes do tubo. Na linha de produção estes tubos, ainda, sofrem tratamento
térmico de normalização na região de solda para garantir uniformidade na microestrutura
e, principalmente, nas propriedades físicas e químicas. O controle de qualidade é
realizado para garantir a isenção de defeitos de fabricação por intermédio de calibração
dimensional, testes hidrostáticos e ensaios não destrutivos por ultrassom. Neste processo
podem ser fabricados tubos de aço API com diâmetros externos de 139,7 a 508 mm, com
espessura de parede variando de 4,8 a 13 mm e comprimentos de 6 a 15 metros.
Figura 2.4 - Fluxograma do processo de fabricação EWR - longitudinal - linha contínua
(Confab Industrial S.A, 2013).
O processo termomecânico controlado de laminação, aliado ao processo de
soldagem HF-ERW, permitiu a fabricação de tubos com custos operacionais competitivos
e com a mesma eficiência dos tubos fabricados por outros processos, principalmente,
16
quanto à resistência ao colapso e ruptura. Estas características mecânicas foram
conseguidas pela estabilidade dimensional, espessura da parede uniforme e baixíssima
ovalização durante o processo de fabricação. Os tubos de aço soldados pelo processo
ERW vêm substituindo gradualmente os tubos soldados por SAW utilizados na indústria
de petróleo e gás natural, em virtude do aprimoramento no processamento termomecânico
controlado de laminação para fabricação das chapas de aço, das técnicas de conformação
mecânica e dos processos de soldagem, que permitiram um aumento na resistência
mecânica e na tenacidade do material, mesmo em condições de baixa temperatura e na
presença do gás H2S (Cordeiro, 2013; Hong et al, 2009).
2.1.5. Processo de Soldagem de Tubos por Resistência Elétrica
O processo de soldagem por HF-ERW é amplamente utilizado na fabricação de tubos de
aço com costura, principalmente em aços da classe API 5L. Neste processo, uma corrente
de alta frequência, na faixa de 300 a 1.000 kHz, é aplicada na região de solda para gerar
calor por efeito Joule e provocar a fusão e a união das paredes do tubo de aço por meio
de uma força de compressão externa (Kim et al, 2007).
Segundo Marques et al (2005), o processo de soldagem ERW permite a variação do
método de aplicação da corrente de alta frequência sobre a superfície metálica a ser unida,
e que este processo pode ser por indução de corrente de alta frequência ou por resistência
elétrica de alta frequência. O método de indução de corrente de alta frequência utiliza
bobinas com correntes de alta frequência para gerar correntes induzidas na região das
paredes do tubo com a finalidade de provocar aquecimento por efeito Joule, onde a união
das paredes é realizada por pressão externa, conforme pode ser visto na Figura 2.5.
17
Figura 2.5 - Processo de fabricação de tubo de aço pelo método de indução de corrente
de alta frequência (Marques et al, 2005).
A Figura 2.6 mostra o método de soldagem por resistência elétrica em alta
frequência, onde contactores são aplicados diretamente sobre as superfícies a serem
unidas para criar uma resistência elétrica por corrente de alta frequência, com a finalidade
de produzir calor e unir as paredes do tubo com aplicação de pressão externa (Kim et al,
2007).
Figura 2.6 - Processo de fabricação de tubo de aço pelo método de resistência elétrica
por corrente de alta frequência (Kim et al, 2007).
18
A aplicação do processo de soldagem por resistência elétrica em alta frequência
permite uma deformação localizada na região de solda, reduzindo as alterações
microestruturais provocadas pelo efeito do calor no metal base do tubo de aço, e
consequentemente, a redução do nível de tensões residuais geradas durante o processo de
soldagem. Este processo quando automatizado, possui uma alta velocidade de soldagem,
em torno de 300 m/min, que é um diferencial em relação aos outros processos de
soldagem em termos de produtividade (Marques et al, 2005).
A Figura 2.7 mostra a macroestrutura da região de solda de um tubo de aço,
fabricado pelo processo ERW, feita através de um software que permite analisar a
evolução da zona termicamente afetada (ZTA) e, a partir dela, obter uma análise mais
abrangente da solda (Braga, 2014).
Figura 2.7 - Macroestrutura da região de solda de tubo de aço fabricado pelo processo
ERW (Braga, 2014 - Modificado).
Kim et al (2009), em estudo realizado com aço API 5L X60, verificaram que o
processo de fabricação de tubos por soldagem ERW exige um alto grau de controle para
19
minimizar a presença de inclusões de elementos químicos não metálicos ou segregações,
ou seja, a distribuição não homogênea de elementos de liga e impurezas na região de
solda. Os autores constataram que a presença desses elementos pode deixar o tubo
suscetível à fratura induzida por hidrogênio, quando utilizado para o transporte de
hidrocarbetos em baixa temperatura de serviço.
Segundo Xue & Cheng (2013), o hidrogênio absorvido durante os processos de
soldagem têm sido a principal razão de falha na região de solda de tubos de aço ARBL,
porque durante a fase de solidificação da solda, o hidrogênio atômico é retido e
posteriormente é difundido pelo metal de solda e zona termicamente afetada, vindo a ficar
aprisionado em defeitos metalúrgicos, discordâncias, vazios, contornos de grãos e
inclusões não metálicas.
2.2. Fragilização por Hidrogênio
O átomo de hidrogênio é encontrado na rede cristalina dos aços e suas ligas na
forma de solução sólida, em virtude de seu pequeno raio atômico, na ordem de
25 x 10-12 m, sendo capaz de se movimentar por difusão com extrema facilidade.
Diferentes fatores contribuem para aumentar ou diminuir a solubilização e/ou difusão de
hidrogênio em aços, onde os principais são a temperatura, composição química da liga,
estrutura cristalina, microestrutura, taxa de deformação, presença de óxidos na superfície
do metal. No entanto, a presença de hidrogênio monoatômico na rede cristalina é
indesejável, uma vez que ele promove alterações consideráveis nas propriedades
mecânicas e metalúrgicas dos materiais metálicos, levando ao processo de fragilização
(Ramunni et al, 2006; Oliveira, 2002).
20
Os aços carbono ARBL estão sujeitos ao fenômeno de fragilização por hidrogênio,
principalmente, quando estão em contato com o gás sulfídrico gerado durante o processo
de escoamento de óleo cru de petróleo. Neste processo de fragilização, o hidrogênio
monoatômico é produzido por reação eletroquímica na superfície da parede interna do
tubo de aço, devido à presença do gás H2S, onde as duas reações uma de oxidação do
ferro e a outra de redução do hidrogênio, ocorrem de forma simultânea (Kittel et al, 2010).
No primeiro estágio do processo de fragilização, o hidrogênio atômico, gerado na
reação eletroquímica, é adsorvido pela superfície da parede do tubo de aço e no segundo
estágio é absorvido, dando início ao processo de difusão do hidrogênio pela rede cristalina
do aço. O hidrogênio monoatômico durante o processo de difusão é aprisionado em
defeitos e/ou imperfeições presentes na rede cristalina do aço, tais como defeitos
intersticiais, discordâncias ou contornos de grãos. A concentração de hidrogênio
monoatômico nestes defeitos da rede cristalina do metal permite a recombinação de
átomos de hidrogênio, que gera gás H2 e aumenta a pressão local. O aumento de pressão
nestes defeitos cristalinos pode levar ao enfraquecimento das ligações metálicas entre os
átomos e reduzir a resistência mecânica do aço, ou até mesmo promover a nucleação e
propagação de trincas, deixando desta forma o material vulnerável à falha prematura,
mesmo com tensões de serviço abaixo das previstas em projeto (Lee et al, 2011).
Ghosh & Mondal (2013) em estudo realizado com aço ARBL verificaram que o
refinamento de grãos, por intermédio de tratamentos térmicos de recozimento e
normalização, pode ocasionar mudanças na densidade dos contornos de grãos,
aumentando sua área total e a desorientação cristalográfica e, consequentemente, permitir
uma maior concentração de hidrogênio e deixar o material suscetível à fragilização por
hidrogênio.
21
O mecanismo de fragilização por hidrogênio depende fortemente da
microestrutura do aço, incluindo a composição das fases, morfologia dos grãos e tipos de
contornos de grãos, vacâncias, precipitados, discordâncias e inclusões não metálicas.
(Mohtadi-Bonab et al, 2014).
Segundo Xue & Cheng (2013), a corrosão sob tensão (CST) constitui uma ameaça
potencial para o funcionamento seguro dos gasodutos, principalmente quando tubulações
fabricadas de aço ARBL estão em contato com eletrólito com pH próximo do neutro, que
provoca um efeito sinergético do hidrogênio e tensão na dissolução local do aço na ponta
de trincas.
Shekari et al (2013) relatam que a presença de gás H2S durante o escoamento e
armazenagem de petróleo e seus derivados é o principal responsável por danos
provocados por hidrogênio em componentes de aço, e que os componentes de tubulações
pressurizadas, quando fabricados com aços de baixa resistência mecânica, são
susceptíveis aos danos por hidrogênio, com a ocorrência de formação de bolhas
superficiais, que são as principais responsáveis pelo processo de fragilização do material,
conhecido como fratura induzida por hidrogênio.
Os danos por hidrogênio são uma das principais causas de falhas em equipamentos
de aço na indústria de petróleo e gás, causado pela dissolução do aço, como resultado da
reação de redução catódica do íon H+ e a reação de oxidação anódica de ferro em meio
ácido. Outra fonte de redução do íon H+ acontece quando uma proteção catódica é
aplicada ao aço, promovendo a redução de moléculas de água que estão adsorvidas por
toda superfície externa do tubo de aço (Kittel et al, 2010).
Segundo Menezes (2006), o dano por hidrogênio serve para designar vários
processos degenerativos do metal, nos quais a presença do hidrogênio reduz sua
resistência mecânica quando em presença de carregamentos externos e tensões residuais
22
trativas, principalmente em aços carbono e de baixa liga. Os tipos de danos por hidrogênio
mais comuns que podem ocorrer em certas ligas metálicas são:
Fragilização por hidrogênio;
Empolamento por hidrogênio;
Trincamento por precipitação de hidrogênio internamente;
Ataque por hidrogênio; e
Trincamento por formação de hidreto.
2.2.1. Teorias de Fragilização por Hidrogênio em Metais
Segundo Miranda (1987), alguns autores desenvolveram teorias para explicar a
fragilização por hidrogênio em aços, que muitas das vezes pode ser explicada por mais
de uma teoria, mas todos concordam que para sua ocorrência deverá haver uma
concentração crítica de hidrogênio na rede cristalina do metal. As três teorias mais aceitas
são:
1ª) Teoria da pressão: o hidrogênio atômico presente em solução sólida nos metais
migra de cavidades ou vazios para formar o gás H2. Este gás, quando acumulado em uma
cavidade, provoca sua expansão, e consequentemente, uma pressão local que promove a
abertura da ponta da trinca. A pressão dentro da cavidade quando somada a outras tensões
pode provocar a nucleação e propagação de trincas, que pode ocasionar a fragilização por
hidrogênio.
2ª) Teoria da energia superficial: o mecanismo de fragilização ocorre pela queda
de energia superficial devido à presença de hidrogênio na superfície do metal. Com o
aumento da adsorção de hidrogênio, na forma de gás pelas faces de trincas superficiais, o
23
material se torna suscetível à falha por clivagem ou fratura transgranular, explicado pela
menor energia necessária para a formação de uma nova superfície.
3ª) Teoria da decoesão: o mecanismo ocorre pela interação do hidrogênio atômico
com a rede cristalina do metal, onde o hidrogênio dissolvido no aço doa seu único elétron
para o ferro completar seu orbital 3d. Esta ligação química entre os átomos provoca um
maior afastamento dos átomos vizinhos, que promove uma elevada força de repulsão entre
eles, e consequentemente, uma redução da energia de coesão.
Wang (2009) em estudo realizado sobre o efeito do hidrogênio na tenacidade à
fratura de aço API 5L X70, relatou que existem dois micromecanismos de fragilização
por hidrogênio: aumento de plasticidade localizada pelo hidrogênio (HELP - Hydrogen
Enhanced Local Plasticity) e decoesão induzida pelo hidrogênio (HEDE - Hydrogen-
Induced Decohesion):
1º) Aumento da plasticidade localizada: o micromecanismo é caracterizado pela
recombinação do hidrogênio atômico, que gera pelo gás H2 e facilita a mobilidade de
discordâncias, em virtude de um efeito de aumento de plasticidade localizada, reduzindo
desta forma a resistência ao cisalhamento. Este processo de fratura é provocado pela
existência de microvazios coalescentes ao longo do plano cristalográfico preferido nos
deslizamentos, e que neste caso, a superfície de fratura apresenta características de modo
dúctil.
2º) Decoesão das ligações atômicas: este micromecanismo de fragilização refere-
se a hipótese de que as ligações atômicas à frente das pontas da trinca são enfraquecidas
pela deformação da rede atômica, devido à presença de hidrogênio em solução sólida,
reduzindo a energia de fratura, caracterizando uma superfície de fratura com morfologia
de modo frágil.
24
O processo de fragilização por hidrogênio induzido pelos mecanismos de
decoesão ou plasticidade localizada podem degradar as propriedades mecânicas. Olden
et al (2012) sugerem que o mecanismo de decoesão promove o enriquecimento de
hidrogênio intersticial na rede atômica do aço, diminuindo a força de coesão da ligação
química entre os átomos e, consequentemente, provocando uma redução da energia de
fratura. Enquanto que o mecanismo de plasticidade localizada induzida pelo hidrogênio
é caracterizado por um efeito de "amolecimento" local, devido ao aumento da mobilidade
de discordâncias, que reduz a resistência ao cisalhamento. Em qualquer caso, a ocorrência
de fratura induzida por hidrogênio em aços ocorre sempre na presença de uma quantidade
significativa de plasticidade localizada.
Segundo Mohtadi-Bonab et al (2014), o efeito do hidrogênio em trincas e bolhas
superficiais em aço tem sido amplamente apresentado na literatura e existem várias teorias
aceitas, como a da pressão interna, da decoesão induzida por hidrogênio e a do aumento da
plasticidade localizada pelo hidrogênio, e que entre essas teorias, a mais aceita é a teoria
da pressão interna. Esta teoria diz que os átomos de hidrogênio, sob a forma de prótons, se
difundem pela rede cristalina do aço e se acumulam em diferentes defeitos estruturais, tais
como inclusões de sulfeto de manganês, inclusões de óxidos globulares, carbonitretos à
base de titânio e vanádio, discordâncias e contornos de grão, criando regiões com alta
concentração de tensões.
Smirnov (1997) apresentou o modelo de atração e repulsão dos átomos de
hidrogênio na rede cristalina do metal, em estudo realizado com o ferro e o paládio, no
qual destacou que a ação diferenciada do hidrogênio nestes materiais é atribuída à sua
interação com a rede cristalina. Neste estudo, observou que o átomo de hidrogênio poderia
exercer efeitos de atração ou de repulsão na rede cristalina do metal, quando o efeito era
de atração, a região ao redor dos átomos de hidrogênio ou de seus agregados apresentava
25
deformações compressivas, que inibiam a propagação de trincas e reduziam a
fragilização. Entretanto, quando átomos de hidrogênio tinham efeito repulsivo na rede
cristalina, eles se deslocavam por toda a rede até se acomodar na forma molecular em
contornos de grãos, discordâncias, microtrincas e superfícies de cavidades. A presença de
átomos de hidrogênio na superfície de trincas gera forças repulsivas entre os seus lados
opostos, ocasionando a nucleação e propagação de microtrincas, que promovem a
diminuição da resistência e plasticidade do material.
2.2.2. Processos de fragilização por hidrogênio em aços
Na indústria petroquímica, a avaliação do processo corrosivo de aços carbono em
meio ácido é responsável pelo alto custo econômico, principalmente, quando envolve
perdas humanas. Diversos estudos são realizados para a avaliação da taxa de corrosão e
de crescimento de filmes de corrosão de aços em meios ácidos, simulando ambientes de
refinarias, principalmente, em presença de cloretos, cianetos e gás sulfídrico (Sosa et al,
2002).
O processo de fragilização por hidrogênio dos aços está diretamente relacionado
com a evolução do hidrogênio diante de um processo corrosivo ou potencial catódico
indesejável, em presença de gás H2S ou de outras substâncias como cianeto, ácido
clorídrico ou arsênico na superfície do metal.
Segundo Menezes (2006), o processo de fragilização por hidrogênio em aços
quando na presença de gás H2S e de cianetos pode ocorrer em dois processos
eletroquímicos distintos:
1ª) O processo tem início com uma reação eletroquímica com a ocorrência de
forma simultânea de duas reações: reação de oxidação (dissolução) do ferro e uma reação
26
de redução do hidrogênio, representadas pelas equações (2.1) e (2.2). Uma vez iniciado o
processo corrosivo na superfície do aço, ocorre a formação de uma película de sulfeto de
ferro (FexSy), equação (2.3), já com a presença do hidrogênio monoatômico:
Fe → Fe2+ + 2e- (2.1)
2H+ + 2e- → 2H0 (2.2)
Fe + H2S → FeS + 2H0 (2.3)
2ª) Havendo, ainda, a presença de íons CN-, o processo de fragilização por
hidrogênio é acelerado, porque este íon passa a reagir com o filme de sulfeto de ferro
formado na superfície do aço, de acordo com a Equação (2.4), regenerando o gás H2S,
que volta a reagir com sulfeto de ferro e gerar mais hidrogênio atômico para ser adsorvido,
e posteriormente absorvido pela superfície do aço, mesmo em temperatura ambiente.
FeS + 6C- → Fe(CN)64- + S2- (2.4)
A reação de evolução de hidrogênio é uma das reações eletroquímicas mais
investigadas, não só devido à sua importância na eletroquímica fundamental, mas também
por causa de sua presença em áreas de interesse industrial, tais como eletrólise, catálise,
galvanoplastia, eletrodeposição, armazenamento de hidrogênio, corrosão e fragilização
pelo hidrogênio (Amokrane et al, 2007).
27
Segundo Wolynec (2003), o desprendimento de hidrogênio na superfície metálica
sob potencial catódico ocorre em duas etapas em meio alcalino, de acordo com o
mecanismo de Volmer-Heyrousky, mostrado nas equações (2.5) e (2.6):
1ª Etapa: 1
2
K
adsH O e H OH (2.5)
2ª Etapa: 2
2 2
K
adsH O H e H OH (2.6)
Amokrane et al (2007) em estudos cinéticos realizados para avaliar fenômeno de
adsorção, constatou que a segunda etapa é determinante na velocidade da reação, pois é
a mais lenta, e que ela permite que a superfície do metal fique recoberta de hidrogênio
adsorvido, que pode se difundir por uma reação não eletroquímica 3( )K
ads adsH H e
regida pela equação de Fick [Eq. 3.1].
A presença de sulfetos e cianetos na superfície do aço reduz a formação de
moléculas de hidrogênio, que tende a escapar sob forma gasosa e aumentar a geração de
hidrogênio atômico, que poderá ser absorvido pela rede cristalina do material (Menezes,
2006).
Segundo Dong et al (2009), em estudo realizado com aços API 5L X70
submetidos ao carregamento catódico de hidrogênio, constatou que trincas internas são
formadas devido à recombinação de átomos de hidrogênio absorvidos pela rede cristalina
para formar moléculas de hidrogênio em defeitos, tais como inclusões, discordâncias e
contornos dos grãos, criando regiões de alta pressão. No mesmo estudo, os autores
constataram que o tamanho, densidade e distribuição destes defeitos podem afetar a
susceptibilidade de fratura induzida por hidrogênio.
28
Kittel et al, 2010, relatam que em aços perlíticos podem ocorrer dois tipos de
trincamento devido a presença de hidrogênio monoatômico na rede cristalina:
1º) Trincamento induzido por hidrogênio – HIC (Hydrogen Induced Cracking):
geralmente, ocorrem a partir de trincas internas produzidas por moléculas gasosas de
hidrogênio, geradas pela recombinação de hidrogênio monoatômico aprisionado em
armadilhas presentes na rede cristalina, tais como inclusões de sulfeto manganês. Este
tipo de trincamento é estritamente relacionado com às tensões internas sem ação de
qualquer tensão externa.
2º) Trincamento por tensão do hidrogênio - HSC (Hydrogen Stress Cracking):
ocorre quando o gás sulfídrico (H2S) está presente e o trincamento é iniciado a partir da
superfície do aço, e que neste caso é necessária a aplicação de uma tensão externa para
seu início.
Segundo Yokobori et al (1996), o acúmulo de hidrogênio na rede cristalina,
decorrente da dissolução anódica do metal, dá origem a um processo de difusão de
hidrogênio monoatômico para interior de trincas internas e, consequentemente, provoca
um aumento no fator de intensidade de tensão na região da ponta da trinca, que é o
principal responsável pelo processo de fragilização do aço.
A presença de átomos de hidrogênio nos defeitos intersticiais ou em lacunas
existentes na rede cristalina do metal dão origem ao hidrogênio molecular, que geram um
aumento de tensão local, que é o principal responsável pela propagação de trincas nos
aços (Chatzidouros et al, 2011).
Huang et al (2010), em estudo realizado com aço APLI 5L X120 para verificar
susceptibilidade à fratura induzida por hidrogênio, constataram que o hidrogênio se
difunde para regiões com altas tensões ou para regiões microestruturais que continham
29
defeitos ou segregações, onde ficou aprisionado, e quando a pressão local atinge um valor
crítico, o processo de trincamento interno foi iniciado, provocando a fragilização do aço.
De acordo com Traidia et al (2012), o mecanismo de fragilização por hidrogênio
em tubos de aço em presença de solução ácida, provavelmente, pode ocorrer quando o
hidrogênio monoatômico em processo de difusão se aloja em sítios intersticiais da rede
cristalina ou em defeitos como discordâncias, contornos de grão ou inclusões, gerando
gás H2 e criando regiões de alta pressão, que permitem a coalescência e propagação de
trincas internas, como é ilustrado na Figura 2.8.
Figura 2.8 - Fragilização por hidrogênio em aços em presença de solução ácida
(Traidia et al, 2012).
Fragiel et al (2007) constataram que a geração e propagação de trincas são mais
comuns em tubos de aço que operam em ambientes ácidos, principalmente, na presença
de gás H2S. Os autores afirmam que este comportamento pode ser atribuído ao
aprisionamento do hidrogênio monoatômico, gerado durante a reação de corrosão
eletroquímica, em defeitos na rede cristalina do aço, tais como precipitados e inclusões.
30
Os tubos de aço empregados na indústria do petróleo quando expostos aos gases
H2S ou H2 apresentam comportamento frágil, devido às interações entre o hidrogênio
ativo e superfície metálica. Este dano por hidrogênio pode ser atribuído à rápida difusão
dos átomos de hidrogênio na rede cristalina e suas fortes interações com os átomos do
metal. A difusão de átomos de hidrogênio para interstícios da rede cristalina podem gerar
uma movimentação de átomos de carbono ou nitrogênio e, consequentemente, decompor
os carbetos em gases de hidrocarbetos, que geram um aumento da plasticidade localizada
ou promovem a formação de lacunas e microtrincas. A alta pressão destes gases, quando
aprisionados no interior de microtrincas, pode acelerar o seu crescimento com ajuda de
cargas externas (Lee et al, 2011).
A fragilização pelo hidrogênio pode ser explicada pelo ambiente rico em
hidrogênio ou pelo aparecimento de um potencial catódico eletroquímico na superfície
do metal, que favorecem a reação de evolução do hidrogênio, e pela facilidade de acúmulo
deste átomo em defeitos da rede cristalina do material (Oliveira, 2002).
O alto teor enxofre presente no óleo bruto é responsável pela formação de gás
sulfídrico, e quando em contato com as paredes dos tubos de aço gera a formação de filme
de sulfeto de ferro, que é um produto inicial da corrosão. A presença de íons CN- na
superfície do aço provoca a remoção deste filme e facilita desta forma à adsorção do
hidrogênio monoatômico e, posteriormente, a absorção para as camadas internas do
material (Ferreira, 2002).
Segundo Wang (2009), em estudo realizado com tubulações de aço API 5L X70
enterradas, utilizadas para o transporte de óleo e gás, constatou-se que o hidrogênio
monoatômico é gerado pela reação de dissolução anódica de átomos de ferro e reação
catódica de redução de íons de hidrogênio em reação corrosiva na superfície externa do
31
tubo, e que o processo de dissolução ativa do ferro em pontas de trinca é responsável pela
sua iniciação e propagação.
Chen et al (2009) observaram que, em tubulações de aço API 5L X65 enterradas,
e em contato com solução de solo aquosa de pH próximo do neutro, ocorre a formação
de duas regiões de corrosão distintas e adjacentes na superfície do tubo, uma região com
presença de trincas e outra região com presença de pites. No mesmo estudo, os autores
propuseram que os elétrons gerados pela reação anódica de dissolução do ferro na região
de corrosão por pites eram utilizados na reação catódica de redução de íons de hidrogênio
da região com presença de trincas, aumentando desta forma a concentração e difusividade
de hidrogênio no material, que é o principal responsável pelo aumento da taxa de
propagação de trincas naquela região da tubulação, conforme pode ser visto na Figura
2.9.
Figura 2.9 - Corrosão na superfície do tubo de aço API 5L X65 (Chen et al, 2009).
32
Capelle et al (2013), em estudo eletroquímico de hidrogenação em solução
simuladora de solo, realizado em junta soldada de aço API 5L X52, observaram que zona
termicamente afetada (ZTA) é mais suscetível à fragilização por hidrogênio devido a
heterogeneidade da microestrutura e diferenças de composição química em relação ao
metal base e ao metal de solda. Neste estudo, os autores constataram que a região da ZTA
apresentou maior concentração de hidrogênio após 100 horas de hidrogenação, como
pode ser visto na Figura 2.10.
Figura 2.10 - Concentração de hidrogênio em juntas soldadas de aço API 5L X52
(Capelle et al, 2013).
Mohtabi-Bonab et al (2014) em estudo realizado com o aço API 5L X70 com
diferentes tratamentos térmicos verificaram que a microestrutura ferrítica, com estrutura
cristalina cúbica de corpo centrado (CCC), é a menos sensível à fragilização por
hidrogênio, e que os contornos de grão e discordâncias funcionam com sítios de
aprisionamento de hidrogênios, considerados reversíveis. No mesmo estudo, os autores
33
constataram que a fase martensítica com estrutura cristalina tetragonal de corpo centrado
(TCC) formada pela aplicação do tratamento térmico de têmpera, é a mais suscetível a
fragilização por hidrogênio, devido ao número elevado de discordâncias presentes na rede
cristalina do aço.
Kim et al (2009) constataram que a microestrutura martensítica é mais suscetível
à fragilização por hidrogênio. Os autores observaram em ensaios de corrosão sob tensão
com baixa taxa de deformação, que amostras com microestrutura martensítica
hidrogenadas em solução aquosa de 0,1 M NaOH, com densidade de corrente de 10 A/m²,
sofreram fratura intergranular de modo frágil, e que o hidrogênio monoatômico
aprisionado nos contornos de grãos foi o principal responsável por este dano, como pode
ser visto na Figura 2.11.
Figura 2.11 - Superfície de fratura de aço ARBL hidrogenado: (a) e (b) microestrutura
martensítica – fratura de modo frágil; (c) e (d) microestrutura perlítica-ferrítica – fratura
de modo dúctil (Kim et al, 2009).
34
As armadilhas de hidrogênio na rede cristalina do aço podem ser classificadas
como reversíveis, que são consideradas fracas, ou irreversíveis (fortes), dependendo da
energia de ligação com os átomos de hidrogênio. Nas armadilhas irreversíveis, a energia
da ligação química é superior a 35 kJ/mol, sendo capaz de manter o hidrogênio
aprisionado em temperatura ambiente (Mohtadi-Bonab et al, 2014). Neste estudo, os
autores consideram que os contornos de grãos, discordâncias e microvazios têm baixa
energia de ligação e, consequentemente, são caracterizadas como armadilhas reversíveis
e que alguns precipitados, tais como TiC, TiN, NbC e VC atuam como sítios de
armadilhas de hidrogênio irreversíveis, assim como as inclusões não metálicas.
Segundo Fallahmohammadi et al (2013), alguns autores consideram que a difusão
de hidrogênio nos metais e suas ligas não segue as Leis de Fick, pois o efeito de
aprisionamento destes átomos interfere no mecanismo de difusão e modifica o coeficiente
de difusão, e que este efeito tem sido associado às diferentes características metalúrgicas,
tais como vacância, contornos de grãos, inclusões, átomos de soluto, inclusões não
metálicas e carbetos.
Os aços perlíticos, quando conformados a frio, são suscetíveis à fragilização por
hidrogênio, devido à mudança microestrutural, que gera campos de tensões e
deformações não uniformes, responsáveis pelo aumento da solubilidade e absorção de
hidrogênio e diminuição da difusividade, criando regiões com concentração crítica de
hidrogênio (Toribio et al, 2011).
Lee et al (2011), constataram a degradação mecânica de tubos de aço API 5L X65
exposto ao gás de hidrogênio. Após ensaios de tração, realizados com diversas taxas de
deformação, os autores observaram que a presença de hidrogênio na rede cristalina do
material provocou uma redução na ductilidade. Estes resultados foram confirmados pelas
análises das superfícies de fratura dos corpos de prova, onde as micrografias mostraram
35
regiões mistas, com morfologia de fratura do modo frágil e dúctil, conforme é mostrado
na Figura 2.12.
Figura 2.12 - Superfície de fratura de amostra de aço API 5L X65 (Lee et al, 2011).
Segundo Zhang et al (2009), os aços ARBL laminados em processo
termomecânico controlado são suscetíveis a fragilização pelo hidrogênio, devido à
formação de precipitados de carbetos de titânio e nióbio, e que estes precipitados são
responsáveis pela diminuição da difusividade e aumento da concentração crítica de
hidrogênio na rede cristalina do material.
Moon et al (2012) em estudo realizado com aços ARBL verificaram que os aços
com microestruturas ferríticas são mais resistentes à fratura induzida por hidrogênio
quando comparados com aqueles com microestruturas bainíticas e martensítica, e que o
aumento da dureza provocado pela elevação do teor de carbono, manganês e nióbio na
composição química do aço reduziu sua resistência à fragilização por hidrogênio.
Em estudo realizado com aço API 5L X65, Zampronio et al (1995) sugerem três
formas para criar uma camada superficial no metal e impedir a permeação do hidrogênio:
1ª) Bloqueio do caminho de difusão do hidrogênio, com a formação de uma
camada com reduzido coeficiente de difusibilidade de hidrogênio;
36
2ª) Catálise da reação eletroquímica de recombinação de hidrogênio, com o
aumento da cinética de formação de molécula de gás H2, conduzindo a uma menor taxa
de permeação de hidrogênio; e
3ª) Redução da taxa de corrosão, com a diminuição da taxa de formação de
hidrogênio na reação catódica de redução.
2.2.3. Efeito do Hidrogênio nas Propriedades Mecânicas dos Aços.
A absorção de hidrogênio pelas superfícies metálicas é um problema grave,
principalmente em processos eletroquímicos de corrosão, onde a difusividade e a taxa de
permeação são afetadas pelas propriedades do material e podem provocar a fragilização
por hidrogênio, devido às alterações microestruturais. A degradação das propriedades
mecânicas do aço está diretamente relacionada com a presença de sítios intersticiais livres
na rede cristalina do material, que facilita o processo de difusão e o aumento da
concentração de hidrogênio (Addach et al, 2009).
A fragilização por hidrogênio dos aços é caracterizada pela degradação das
propriedades mecânicas, redução da ductilidade, mudança de morfologia de fratura de
dúctil para frágil e diminuição da tenacidade à fratura, e que esta degradação tem maior
ocorrência em ensaios de baixa taxa de deformação (Oliveira, 2002).
Zhang et al (2003) relataram que uma tensão elástica adicional induzida pelo
hidrogênio em tubulações de aço API 5L X80, quando adicionada a uma tensão externa
aplicada ao material, facilita a deformação plástica, e que a mesma tensão elástica
aumenta linearmente com o aumento da concentração de hidrogênio.
A influência do hidrogênio nas propriedades mecânicas dos aços tem sido
estudada exaustivamente, mas grande parte dos autores apontam que o material com alta
37
concentração de hidrogênio apresenta um aumento no limite de escoamento, devido ao
endurecimento causado pelo hidrogênio em solução sólida, e que alguns autores explicam
este fenômeno ocorre pela segregação do hidrogênio para discordâncias formadas por
inclusões de segunda fase, que impede o deslizamento cruzado ou porque o hidrogênio
em solução sólida diminui a mobilidade das discordâncias, provocando seu ancoramento
na rede cristalina do aço (Viana,2005).
Segundo Tsay et al (2001) constataram em amostras de aço API 5L X65,
hidrogenadas em ensaios eletroquímicos na presença de solução saturada com gás H2S,
na condição aerada, que houve uma redução no limite de escoamento e resistência
mecânica do aço, e que esta redução ocorreu, provavelmente, pelo aumento de
concentração de hidrogênio na rede cristalina do material.
Hardie et al (2006) verificaram em estudo eletroquímico com a hidrogenação de
aços da família API 5L, nos Graus X65, X80 e X100, para verificar a fragilização por
hidrogênio, que houve uma redução da ductilidade dos aços com o aumento da densidade
de corrente na polarização catódica, e que este fenômeno pode ser explicado pelo aumento
da difusividade e concentração de hidrogênio na rede cristalina do material.
Segundo Lunarska & Mikeladze (1997), o hidrogênio pode produzir
amolecimento dos monocristais de ferro e assim facilitar o movimento das discordâncias,
enquanto que a presença de grãos finos e precipitados na rede cristalina pode dificultar o
movimento das mesmas, provocando um endurecimento do material. No entanto, a
presença de precipitados, como partículas de óxidos, pode provocar um aumento de
concentração de hidrogênio e da plasticidade localizada, que podem reduzir as
propriedades de ductilidade e tenacidade do aço.
Chatzidouros et al (2011) constataram em ensaio mecânico de flexão em três
pontos realizado com amostras de aço API 5L X70, hidrogenadas em solução eletrolítica
38
NS4, que a microestrutura do metal base formada de ferrita e bainita e/ou perlita é mais
suscetível a fragilização por hidrogênio, e que este fenômeno pode ser explicado,
provavelmente, pela presença de hidrogênio na rede cristalina do aço, acumulado nas
interfaces das discordâncias, que facilitou o movimento deste defeitos cristalinos, ou até
mesmo pela saturação de hidrogênio em inclusões não metálicas, que reduziu a
ductilidade do aço.
Ghosh & Mondal (2013) constataram que a granulação fina de aço API 5L X65,
quando em presença de hidrogênio pode degradar sua resistência mecânica, devido a
existência de uma maior densidade de discordâncias, que permitir um aumento na
concentração de hidrogênio monoatômico nestes locais, como pode ser visto Figura 2.13,
onde as micrografias da superfície de fratura do aço mostram regiões de quase clivagem.
Figura 2.13 - Micrografias da superfície de fratura de aços hidrogenados: (a) como
recebido; (b) como recebido - tratamento térmico de recozimento; (c) como recebido -
tratamento térmico de normalização (Ghosh & Mondal, 2013).
39
Em estudo realizado para verificar os danos induzidos por hidrogênio em
tubulação de aço API 5L X65, por intermédio de ensaios de tração uniaxial utilizando
corpos de prova em formato de “ampolas”, carregadas com gás de hidrogênio na pressão
de 20 MPa, Lee et al (2011) constataram que a difusão de hidrogênio nas paredes das
amostras provocaram endurecimento e redução acentuada da ductilidade do aço, e que
este fenômeno pode ser explicado pela concentração de hidrogênio nos contornos de grão,
contornos de fase dos microconstituintes ferrita/cementita e nas interfaces das camadas
de fase perlítica.
Em ensaios de corrosão sob tensão em aços API X80 e X100, utilizando solução
de carbonato e bicarbonato de sódio, com alto valor de pH, Arafin et al (2011) verificaram
que a microestrutura do aço API 5L X80, formada de ripas de bainita, é mais suscetível à
fragilização por hidrogênio, porque funciona como sítios de armadilha de hidrogênio, e
que o aço API 5L X100 é mais vulnerável ao fenômeno de fragilização em potenciais
catódicos mais negativos e tensões elevadas, devido a maior difusividade e
aprisionamento de hidrogênio na separação de ripas de bainita.
Vários estudos têm sido realizados para verificar o efeito do hidrogênio na
tenacidade dos aços API, onde foram constatados em ensaios eletroquímicos que o
aumento da densidade de corrente e/ou do potencial catódico de hidrogenação provocam
um aumento na geração de hidrogênio monoatômico e, consequentemente, na adsorção e
absorção pela superfície do aço, permitindo desta forma o aumento de concentração em
defeitos cristalinos, inclusões não metálicas ou em trincas internas, que reduz a tenacidade
do material.
Chatzidouros et al (2011) observaram na análise da superfície de fratura de corpos
de prova de aço API 5L X70, rompidos por ensaio mecânico de flexão em três pontos,
que a aplicação de densidades de corrente iguais a 1,0, 5,0 e 10,0 mA/cm² na
40
hidrogenação de amostras, utilizando a solução simuladora de solo, produziram regiões
de fratura de características mistas, tanto do modo dúctil como do modo frágil, e que as
amostras hidrogenadas com a densidade de corrente de 10 mA/cm² apresentaram uma
maior concentração de região de quase clivagem, indicando maior fragilidade devido ao
aumento de concentração de hidrogênio na rede cristalina do aço.
Em estudo de corrosão sob tensão com aços API 5L X80, utilizando solução
simulada de solo, com pH próximo do neutro, Liang et al (2009) observaram que a
aplicação de potenciais catódicos acima de - 1.000 mVecs, abaixo do potencial estável de
corrosão do aço (- 725 mVecs), provocaram uma redução de hidrogênio na superfície do
aço e o início do mecanismo de difusão, que gerou um aumento de concentração de
hidrogênio monoatômico na rede cristalina. A Figura 2.14 mostra que as superfícies
superfície de fratura do aço apresentaram características de fratura de modo frágil.
Figura 2.14 - Superfície de fratura de amostras de aço API 5L X80: (a) potencial
catódico de - 1.000 mVecs e (b) potencial catódico de - 1.200 mVecs (Liang et al, 2009).
Arafin et al (2011), em ensaio de corrosão sob tensão realizados em aços API 5L
X80 e X100, com aplicação de potencial catódico de - 1.000 mVecs, em solução de
carbonato e bicarbonato para hidrogenação, constataram por microscopia eletrônica de
41
varredura que a superfície de fratura das amostras apresentaram microvazios, e algumas
regiões de quase clivagem, morfologia de fratura do tipo frágil, e com o aumento do
potencial de hidrogenação para - 1.200 mVecs, as amostras apresentaram regiões de quase
clivagem, morfologia de fratura essencialmente frágil.
Segundo Capelle et al (2013), a zona termicamente afetada (ZTA) e o metal de
solda (MS) de junta soldada de aço API 5L X52 são mais susceptíveis à fragilização por
hidrogênio devido a heterogeneidade microestrutural, que é a principal responsável pelo
aumento de concentração de hidrogênio na rede cristalina. Este efeito foi constatado pelos
autores em ensaio de microdureza realizado após ensaio de eletroquímico de
hidrogenação, onde a região do metal de solda apresentou um maior valor de dureza,
seguido da ZTA da junta soldada, como pode ser visto na Figura 2.15.
Figura 2.15 - Microdureza em juntas soldadas de aço API 5L X52 (Capelle et al, 2013).
42
2.3. Tensões Residuais
2.3.1. Processos de Geração de Tensões Residuais
As tensões residuais são tensões autoequilibradas existentes nos materiais, em
condições de temperatura uniforme e sem carregamento externo (Macherauch & Kloss,
1987).
Tensões residuais são tensões internas que são geradas durante o processamento
e/ou carregamento mecânico, transformações de fases ou pelo efeito térmico de
aquecimento e resfriamento não uniformes do metal (Cindra Fonseca, 2000).
As tensões residuais são desenvolvidas durante a maioria dos processos de
fabricação aplicados aos metais para transformar sua forma ou alterar suas propriedades.
Estas tensões podem ser geradas durante os processos de transformação mecânicos,
térmicos ou químicos, ou podem surgir a partir de carregamentos externos aos quais o
material esteja submetido, quando em serviço. Nos processos de fabricação, as tensões
residuais são desenvolvidas por deformação plástica não uniforme produzida em parte ou
em toda extensão do metal (James, 2011).
Todos os processos de fabricação são geradores de tensões residuais: soldagem,
usinagem, conformação mecânica, fundição, tratamentos termoquímicos para
endurecimento de superfície, tratamentos térmicos e tratamento de superfície por
jateamento de granalhas (shot peening).
Segundo Yelbay et al (2010), os mecanismos de geração de tensões residuais estão
relacionados com as deformações plásticas, gradientes de temperatura e alterações
metalúrgicas sofridas pelo material, e geralmente, a combinação destes efeitos é
responsável pelo estado final de tensões residuais.
43
Baek et al (2010), em estudo realizado com aço API 5L X65, verificaram que a
pré-deformação aplicada nas amostras provocaram um aumento considerável nas tensões
limite de escoamento e de resistência à tração e, consequentemente, uma redução na
ductilidade do material, conforme pode ser visto na Figura 2.16, e que tal comportamento
pode ser explicado pelo encruamento produzido pelo alongamento dos grãos perlíticos da
microestrutura do aço.
Figura 2.16 - Curvas tensão vs. deformação de amostras pré-deformadas de aço
API 5L X65 (Baek et al, 2010).
Segundo Macherauch & Kloss (1987), as tensões residuais podem ser
classificadas em três tipos, dependendo de sua extensão e localização no material, e que
o estado total de tensões residuais que atua em um determinado ponto é caracterizado pela
superposição das tensões dos três tipos, conforme é mostrado na Tabela 2.1.
44
Tabela 2.1 - Classificação das tensões residuais (Macherauch & Kloss, 1987).
Tipo Caracterização Abrangência
I Macrotensões Nos limites da peça inteira
II Microtensões Nos limites de contornos de um grão ou entre
grãos vizinhos
III Submicrotensões Nos limites de uma ou mais células unitárias
As tensões residuais do Tipo I – macrotensões podem ser encontradas em
materiais que sofreram deformações plásticas não uniformes, como nos processos de
dobramento, laminação, soldagem e tratamentos térmicos. As tensões residuais do Tipo
II - microtensões estão presentes em materiais policristalinos que sofreram deformações
elastoplásticas, enquanto que as tensões residuais do Tipo III – submicrotensões estão
presentes nas descontinuidades da rede cristalina, tais como inclusões, lacunas,
impurezas, discordâncias, entre outros defeitos (Campos et al, 2006).
A presença de tensões residuais trativas na superfície do material é indesejável,
uma vez que o material quando colocado em serviço sob um carregamento externo, estas
tensões externas poderão se sobrepor às tensões residuais, ocasionando uma redução da
vida em fadiga e aumentando a susceptibilidade de corrosão sob tensão (Wang et al,
2002).
2.3.2. Tensões Residuais Geradas na Fabricação de Tubos de Aço
Apesar de haver um controle rigoroso durante as etapas do processo de fabricação
de tubos de aço para minimizar a geração de tensões residuais, ao final do processo pode
ocorrer a existência de tensões residuais dos Tipos I, II e III. As fontes típicas de geração
de tensões residuais do Tipo I em tubulações de aço podem incluir o processo de
45
laminação das chapas, por intermédio de resfriamento diferenciado através da espessura
da parede e ao longo de sua superfície, durante o processo de dobramento e soldagem das
chapas para a fabricação do tubo, e até mesmo, a deformação plástica localizada gerada
durante o manuseio de tubos para construção de dutos. A presença de tensões residuais
do Tipo II em tubulações de aço está relacionada com a existência de faixas com
microestruturas distintas e com a textura da superfície do aço. A tensão residual do Tipo
III envolve a presença de tensões na escala atômica, podendo ser causadas por
segregações químicas nos contornos de grão ou pela presença de pequenas fases coerentes
em aços microligados (Boven et al, 2007).
Na laminação de chapas de aço para fabricação de tubos, as tensões residuais são
geradas pelas deformações plásticas não uniformes produzidas por forças perpendiculares
à superfície do material, que podem estar associadas às transformações de fase,
determinando um estado final de tensões compressivas na superfície do material. As
tensões residuais compressivas na superfície do material são benéficas, pois elas impedem
a iniciação e propagação de trincas, aumentando desta forma à vida em fadiga e inibindo
o processo de corrosão sob tensão nos tubos de aço.
Segundo Guimarães (1990), os processos de laminação de chapas para fabricação
de tubos geram tensões residuais, em virtude das partes centrais se deformarem menos do
que as externas. Este fenômeno pode ser explicado quando o carregamento é cessado,
porque as partes que se deformaram menos tendem a retornar ao seu comprimento inicial,
forçando a redução no comprimento das partes externas que experimentaram maiores
valores de deformação plástica, gerando desta forma tensões residuais compressivas na
superfície e tensões residuais trativas na região central da chapa.
Durante o processo de fabricação dos tubos de aço, a conformação mecânica das
chapas por dobramento provoca deformação plástica não homogênea em toda sua
46
extensão, que é responsável pela geração de tensões residuais trativas na superfície
superior, tensões nulas no centro da espessura e tensões compressivas na superfície
inferior.
Toribio et al (2011), em estudo realizado com aços perlíticos trefilados para
verificar suscetibilidade à fragilização por hidrogênio, observaram que houve um
aumento de concentração de hidrogênio na superfície do material, devido à presença de
tensões residuais trativas superficiais geradas pelo processo de conformação mecânica e
acumulo de deformação plástica localizada, que produziram aumento de solubilidade e
diminuição da difusividade do hidrogênio pela rede cristalina do aço.
2.3.3. Tensões Residuais Geradas nos Processos de Soldagem de Tubos de Aço
As tensões residuais são desenvolvidas durante o ciclo térmico da operação de
soldagem pela variação não uniforme de temperatura ao longo da espessura da peça ou
pelo grau de restrição da junta a ser soldada, que impede a dilatação ou contração,
provocando deformação plástica não uniforme. O aparecimento de tensões residuais e
distorções em estruturas soldadas pode gerar formação de trincas, deixar a estrutura
suscetível à fratura frágil e ocasionar falta de estabilidade dimensional, que pode dificultar
a montagem e o ajuste das peças.
Segundo Macherauch & Wohlfahrt (1977), existem três fontes geradoras de
tensões residuais em processos de soldagem:
1ª) Diferença de volumes do metal fundido e cristalizado;
2ª) Deformações heterogêneas causadas pelo resfriamento superficial mais
intenso;
47
3ª) Transformações de fase da microestrutura metal de base e/ou da zona
termicamente afetada.
Os principais fatores que determinam a presença de tensões residuais em
estruturas soldadas são as tensões pré-existentes nas partes a serem unidas geradas por
processos de fabricação aplicados aos materiais anteriormente, propriedades
metalúrgicas, térmicas e mecânicas dos metais de adição e de base, geometria da junta e
o grau de restrição aplicado às peças a serem unidas.
As tensões residuais por contração são desenvolvidas pelo fluxo de calor na zona
de fusão e na zona termicamente afetada (ZTA) do metal de base, que provoca tensões
térmicas suficientes para causar escoamento e, consequentemente, o aumento de
plasticidade na região de solda (Leggatt, 2008).
Segundo Modenesi (2008), a geração de tensões residuais durante o ciclo térmico
de soldagem pode ser entendida fazendo-se uma analogia com sistema de três barras de
metal unidas pelas extremidades (Figura 2.17), onde a barra central é aquecida por um
maçarico para produzir dilatação e contração, ao longo do ciclo térmico, cujo movimento
é restringido pelas barras laterais, que permanecem em temperatura ambiente, durante o
aquecimento e resfriamento, conforme é mostrado na Figura 2.17(a). A evolução das
tensões residuais durante o ciclo é mostrada na Figura 2.17(b). Se durante o aquecimento,
as tensões térmicas da barra central ultrapassarem o limite de escoamento do metal, elas
irão produzir deformação plástica em compressão, devido à restrição da dilatação
volumétrica imposta pelas barras laterais, gerando desta forma tensões térmicas
compressivas. Com o início do resfriamento, a barra central tende a se contrair, sendo
impedida pelas barras laterais, experimentando desta forma tensões acima do limite de
escoamento que provocam deformação plástica em tração. Esta deformação plástica é
48
irreversível e geram tensões residuais trativas ao final do ciclo térmico, como pode ser
observado na Figura 2.17(c).
Figura 2.17 - (a) Analogia da barra aquecida. (b) evolução da tensão longitudinal em
função da temperatura e (c) distribuição de tensões residuais ao final do ciclo térmico
(Modenesi, 2008).
Segundo Turski et al (2012), os gradientes de temperatura do processo de
soldagem provocam alterações espaciais e temporais durante o processo de dilatação e
contração térmica, que produzem deformações plásticas não uniformes, gerando tensões
residuais
Na Figura 2.18 é mostrado que a restrição à contração do metal durante o ciclo
térmico de soldagem, no sentido longitudinal do cordão de solda, produzindo um estado
de tensões residuais biaxial, com componentes atuando na direção longitudinal e
transversal (Macherauch & Wohlfahrt, 1977).
49
Figura 2.18 - Tensões residuais longitudinais e transversais geradas pelo processo de
soldagem (Macherauch & Wohlfahrt, 1977).
2.3.4. Tensões Residuais Geradas nas Transformações de Fases Microestruturais do aço
Segundo Macherauch & Wohlfahrt (1977), no ciclo térmico de soldagem, durante
o resfriamento da região de solda de chapas de aços, poderão ocorrer transformações de
fases, da austenita em ferrita, bainita ou martensita, que provocam um aumento de volume
na região de transformação, gerando tensões residuais compressivas, devido à restrição
imposta por regiões não transformadas, dependendo da faixa de temperatura.
Mark et al (2012), em estudo realizado com o aço API 5L X70, constataram que
o alto fluxo de calor do processo de soldagem provoca alteração na microestrutura da
zona termicamente afetada (ZTA) e do metal base, resultando em desenvolvimento de
50
tensões residuais de elevada magnitude, e que estas tensões podem aumentar o risco de
falha do material, quando somadas a carregamentos externos, ou até mesmo acelerar a
degradação do material.
O processo de soldagem introduz um alto fluxo de calor ao metal, resultando em
distribuições não uniformes de calor, deformações plásticas e transformações de fase, que
geram diferentes padrões de tensões residuais no metal de solda e na zona termicamente
afetada (Yelbay et al., 2010), conforme pode ser visto na Figura 2.19.
Figura 2.19 - Micrografia da região de solda de um aço API 5L X70: (a) MB; (b) MS;
(c) ZTA de grãos finos; (d) ZTA de grãos grosseiros (Yelbay et al, 2010).
2.3.5. Tensões Residuais no Processo de Fragilização por Hidrogênio do Aço
A compreensão da influência do hidrogênio nas tensões residuais pode ser uma
contribuição em potencial para entender o fenômeno da fratura assistida por hidrogênio
em aços, em virtude que as tensões residuais desempenham um papel importante no
51
crescimento e propagação de trincas internas. O entendimento deste processo de
fragilização pode prever o tempo de falha do aço exposto ao ambiente rico em hidrogênio
(Dabah et al, 2014).
Outro aspecto a ser considerado, são as tensões residuais geradas por processos
de conformação mecânica, que podem ter um papel importante no processo de
fragilização por hidrogênio do aço. Neste caso, a deformação plástica produzida durante
o processo de conformação mecânica do aço, além de gerar tensões residuais, elas
também podem ser responsáveis pelo aumento do fluxo de difusão e concentração de
hidrogênio na rede cristalina do aço, que pode dar início ao processo de fragilização. Este
aumento no fluxo de difusão de hidrogênio produzido pela deformação plástica pode ser
atribuído ao aumento de defeitos cristalinos, até mesmo a interação entre discordâncias
existentes na rede cristalina do aço, provocando desta forma um aumento de concentração
de hidrogênio nestes defeitos cristalinos (Wu et al, 2015).
Segundo Zhu et al (2015), a presença de tensões de trabalho trativas juntamente
com tensões residuais e térmicas em estruturas metálicas, pode causar deformações
elásticas e/ou plásticas no material, e que as interações entre essas deformações e os
processos eletroquímicos de corrosão podem aumentar a dissolução ativa do ferro e,
consequentemente, deixar o aço suscetível à fragilização por hidrogênio.
A presença do hidrogênio na rede cristalina do aço pode provocar degradações
graves em suas propriedades mecânicas, uma vez que o hidrogênio acumulado em
defeitos e imperfeições pode alterar o estado de tensões residuais, reduzindo sua
magnitude em torno destes defeitos. Esta redução pode diminuir a plasticidade localizada
e facilitar desta forma o movimento de discordânicas e, consequentemente, provocar a
fragilização do aço (Dabah et al, 2014).
52
As tensões residuais trativas geradas por deformações plásticas localizadas,
produzidas durante os processos de fabricação, podem interferir no processo de difusão
de hidrogênio pela rede cristalina do aço porque elas provocam aumento de concentração
e de pressão local, que podem contribuir para falhas em serviço relacionadas com trincas
por fadiga ou deixar o aço suscetível a fragilização por hidrogênio (Toribio et al, 2011).
Mouanga et al (2010) constataram em ensaios eletroquímicos de permeação de
hidrogênio que houve aumento significativo na densidade de corrente em amostras de
ferro puro deformadas plasticamente por processos mecânicos quando comparadas com
amostras não deformadas e com aquelas que receberam um polimento superficial, e que
este comportamento pode ser atribuído à presença de tensões residuais compressivas na
superfície das amostras deformadas. Os autores sugerem que a deformação plástica é uma
das principais causas que provocam o aumento da taxa de difusão de hidrogênio em
metais, como pode ser visto na Figura 2.20.
Figura 2.20 - Curvas de permeação de hidrogênio em ferro puro (Mouanga et al, 2010).
53
Dabah et al (2014) observaram que a difusão de hidrogênio na rede cristalina de
aço inoxidável supermartensítico empregado na fabricação de dutos, ao longo de um certo
período de tempo, alterou o estado de tensões residuais, e que em planos cristalográficos
mais distantes da superfície da amostra ocorreu uma redução significativa na magnitude
das tensões, como pode ser visto na Figura 2.21(a). No mesmo estudo, os autores
constataram também que após certo período de tempo, em temperatura ambiente, a
dessorção de hidrogênio foi mais rápida nas camadas superficiais do que no interior das
amostras, e que a magnitude de tensões residuais atingiram valores próximos aos medidos
antes das amostras serem hidrogenadas, como é mostrado na Figura 2.21(b).
Figura 2.21 - Tensões residuais na fase ferrítica do aço inoxidável: (a) antes e após a
hidrogenação; (b) dessorção de hidrogênio ao longo do tempo (Dabah et al, 2014).
54
2.3.6. Técnicas de Medição de Tensões Residuais
Existem várias técnicas para medir tensões residuais, que podem ser destrutivas,
semi-destrutivas e não destrutivas. A medição por técnicas destrutivas parte do princípio
que se retirando uma parte do material, as tensões serão relaxadas, estabelecendo um novo
estado de equilíbrio. As técnicas destrutivas mais empregadas são do furo cego, método
do anel e método do contorno, enquanto as técnicas não destrutivas são de difração de
raios-X, difração de nêutrons, ultrassom e do ruído magnético Barkhausen. A técnica não
destrutiva utiliza-se das propriedades físicas do material para a determinação do estado
de tensões residuais presentes em componentes ou estruturas (Ribeiro et al, 2005).
2.3.7. Medição de Tensões Residuais por Difração de Raios-X
A técnica de medição de tensões residuais por difração de raios-X baseia-se na
teoria de difração de raios-X e na teoria da elasticidade para materiais sólidos cristalinos.
Os átomos dos materiais sólidos cristalinos são organizados de forma tridimensional na
rede cristalina onde a distância entre os planos atômicos para materiais isentos de
qualquer tipo de deformação é única, ou seja, é uma característica de cada material. Esta
distância interplanar e o ângulo de interferência construtiva serão alterados, quando o
material vier a sofrer qualquer tipo de deformação elástica na rede cristalina.
A teoria da difração de raios-X considera que para um determinado comprimento
de onda (λ) existe apenas uma distância interplanar (d) entre dois planos atômicos
paralelos e adjacentes, e somente um ângulo de interferência construtiva (θ).
A método da tensometria por difração de raios-X é aplicada para a determinação
da magnitude das tensões residuais pelo princípio da Lei Bragg, representada pela
55
Equação 2.7, a partir de deformações existentes na rede cristalina do material sólido que,
consequentemente, provocaram o deslocamento da linha de difração.
2𝑑. 𝑠𝑒𝑛𝜃 = 𝜆 (2.7)
A Figura 2.22 mostra três planos de uma família de planos com espaçamento
interplanar d, que hipoteticamente refletem os raios incidentes. Os raios 1 e 2 se refletem,
respectivamente, no primeiro e no segundo planos. Em cada reflexão os ângulos de
incidência e de reflexão são representados por θ. Diferentemente do que é usado
normalmente em ótica, esses ângulos são medidos em relação à superfície do plano
refletor, e não em relação à normal do plano. Na situação desta figura, o espaçamento
interplanar d é análogo à aresta da célula unitária a0. Os feixes dos raios 1 e 2 chegam em
fase ao cristal. Depois da reflexão, eles estão novamente em fase; diferentemente do que
ocorrem com os raios de luz, os raios-X não se refratam ao entrar no cristal. Então, a fase
relativa entre os feixes dos raios 1 e 2 é determinada, exclusivamente, pela diferença de
percursos. Para que os raios estejam em fase, a diferença de percurso deve ser igual a um
múltiplo inteiro do comprimento de onda λ dos raios-X. Para satisfazer está condição, a
distância percorrida pelo segundo feixe tem que ser igual a um número inteiro (n) múltiplo
do comprimento de onda (λ). Desta forma, a Lei de Bragg é representada pela
Equação 2.8.
𝑛𝜆 = 2𝑑. 𝑠𝑒𝑛𝜃 (2.8)
56
Figura 2.22 - Condições para ocorrência de difração.
A teoria da elasticidade dos materiais sólidos está relacionada com a capacidade
do material de se deformar, quando submetido a forças ou cargas externas em
determinadas condições de temperatura, e de retornar à sua forma e dimensões originais,
ou quase a totalidade, quando cessado o carregamento.
Para a determinação das deformações em materiais homogêneos e isotrópicos,
para um estado triaxial de tensões, podemos aplicar a lei de Hooke generalizada, na fase
elástica linear do material, onde o módulo de elasticidade (E) é uma constante de
proporcionalidade entre a tensão aplicada (σ) e a deformação sofrida (ε) pelo material.
As equações constitutivas da lei de Hooke podem ser escritas das seguintes formas:
𝜀1 =𝜎1
𝐸 (2.9)
𝜀2 = 𝜀3 = −𝜈𝜀1 = −𝜈𝜎1
𝐸 (2.10)
Onde: ν é o coeficiente de Poisson do material.
57
As equações constitutivas da lei de Hooke, considerando a atuação simultânea de
σ1 , σ2 e σ3 e superposição dos efeitos, também podem ser escritas das seguintes formas:
𝜀1 =1
𝐸[𝜎1 − 𝜈(𝜎2 + 𝜎3)] (2.11)
𝜀2 =1
𝐸[𝜎2 − 𝜈(𝜎1 + 𝜎3)] (2.12)
𝜀3 =1
𝐸[𝜎3 − 𝜈(𝜎1 + 𝜎2)] (2.13)
Onde: ε1, ε2 e ε3 são as deformações principais; σ1, σ2 e σ3 são as tensões principais; e
ν é o coeficiente de Poisson.
Para analisar o estado de tensões do material e aplicar a lei de Hooke, a tensometria
por difração de raios-X utiliza o sistema de coordenadas polares, conforme é mostrado na
Figura 2.23.
Figura 2.23 - Sistema de coordenadas polares para determinação do estado de tensões
do material (Fonte: Cindra Fonseca, 2000).
58
A deformação (ɛ) para estado de tensão do material, utilizando o sistema de
coordenadas polares, é dada pela seguinte equação:
𝜀𝜑,𝜓 = (𝜎1. 𝑐𝑜𝑠2𝜙 + 𝜎2. 𝑠𝑒𝑛2𝜙). 𝑠𝑒𝑛2𝜓 − 𝜈.(𝜎1 + 𝜎2 + 𝜎3)
𝐸 (2.14)
Onde: φ = ângulo azimutal e ψ = ângulo polar.
O sistema de coordenadas polares (Figura 2.21) mostra que as tensões σ1 e σ2 estão
localizadas na superfície do material e vão gerar deformações, portanto, σ1 e σ2 ≠ 0, e que
a tensão σ3 é perpendicular à superfície do material, então σ3 = 0.
Substituindo o valor da tensão σ3 na equação (2.14), temos a equação para a
determinação da deformação sofrida pelo material, que é aplicada na tensometria por
difração de raios-X, pode ser escrita da seguinte forma:
𝜀𝜑,𝜓 =(1 + 𝜈)
𝐸. 𝜎𝜙𝑠𝑒𝑛2𝜓 −
𝜈
𝐸(𝜎1 + 𝜎2) (2.15)
A Equação (2.8), que representa a diferenciação da lei de Bragg, pode ser escrita
da seguinte forma:
𝜀𝜑,𝜓 = −𝑐𝑜𝑡𝑔 𝜃0. (𝜃𝜑,𝜓 − 𝜃0) (2.16)
Onde: θ0 é considerado o ângulo de difração para uma amostra não tensionada.
59
Assim, observando o sistema de coordenadas polares, mostrado na Figura 2.23,
pode-se escrever a diferença entre as deformações em duas direções diferentes, segundo
o ângulo ψ contido nas Equações (2.15) e (2.16), da seguinte forma:
𝜀𝜑,𝜓2− 𝜀𝜑,𝜓1
=(1 + 𝜈)
𝐸𝜎𝜑(𝑠𝑒𝑛2 𝜓2 − 𝑠𝑒𝑛2𝜓1) 2.17)
𝜀𝜑,𝜓2− 𝜀𝜑,𝜓1
= −𝑐𝑜𝑡𝑔 𝜃0( 𝜃𝜑,𝜓2− 𝜃𝜑,𝜓1
) (2.18)
Igualando os segundos membros das Equações (2.17) e (2.18) e rearranjando os
termos, a componente de tensão residual (𝜎𝜑) pode ser obtida pela seguinte expressão:
𝜎𝜑 =𝐸
(1 + 𝜈). 𝑐𝑜𝑡𝑔 𝜃0.
(𝜃𝜑,𝜓2− 𝜃𝜑,𝜓1
)
(𝑠𝑒𝑛2𝜓1 − 𝑠𝑒𝑛2𝜓2) (2.19)
A Equação (2.19) permite calcular a componente σφ, mesmo que as direções
principais não sejam conhecidas. Desta maneira, para determinar qualquer componente
de tensão, é necessário medir os ângulos de difração correspondentes às reflexões dos
planos cristalinos com normais caracterizadas por ângulos ψ1 e ψ2. Analisando, ainda, a
Equação (2.19), observamos que a tensão residual existente no material é diretamente
proporcional à derivada de 2θ, em função de sen2ψ, como é mostrado na Figura 2.24.
60
Figura 2.24 - Estado de tensão do material em função do declive da curva 2θ vs. sen2ψ
(Fonte: Cindra Fonseca, 2000).
61
Capítulo 3
Materiais e Métodos
3.1. Material
O material utilizado no presente estudo foi um tubo de aço API 5L X65 com
costura, soldado pelo processo ERW, fabricado pela Apolo Tubos e Equipamentos S.A.
(2007), de acordo com a Norma API 5L (2000), no nível PSL 1, cujas especificações,
composição química e propriedades mecânicas informadas pelo fabricante estão
mostradas nas Tabelas 3.1, 3.2 e 3.3, respectivamente.
Tabela 3.1 - Especificações do tubo de aço API 5L X65 (Fabricante).
Norma Grau Diâmetro
(mm)
Espessura
(mm)
API X65 168,30 9,50
62
Tabela 3.2 - Composição química do aço API 5L X65 (% em peso, Fe em balanço).
C Si Mn P S Cr Ni Nb Mo V Ti
0,128 0,247 1,35 0,011 0,0035 0,022 0,016 0,051 0,0024 0,003 0,0029
Al B Sn Ca Cu Pb W Zn As Fe
0,033 <0,0005 0,0062 0,002 0,247 <0,003 0,015 <0,002 0,0057 Balanço
Tabela 3.3 - Propriedades Mecânicas do Aço API 5L X65.
Dados Tensão limite de
escoamento (MPa)
Tensão limite de
resistência (MPa)
Alongamento
(%)
Norma API 5L
(PSL 1) 448 531 ε ≥18
Fabricante 476 575 36
3.2. Preparação dos Corpos de Prova para Caracterização das Propriedades
Mecânicas
Os corpos de prova para os ensaios mecânicos de tração uniaxial e tenacidade ao
impacto Charpy foram retirados do metal base (MB), na direção longitudinal, e da zona
de fusão (ZF) da solda, na direção transversal do tubo de aço, fabricado pelo processo
EWR longitudinal, como pode ser visto na Figura 3.1.
Figura 3.1 - Posição da retirada dos corpos de prova do tubo.
63
Os corpos de prova para os ensaios de tenacidade ao impacto Charpy e tração
uniaxial foram usinados de acordo com a Norma ASTM A370 - 16, com três amostras
para cada condição de ensaio, conforme pode ser visto nas Figuras 3.2. e 3.3.
Figura 3.2 - Desenho esquemático do corpo de prova de tenacidade ao impacto
Charpy.
Figura 3.3 - Desenho esquemático do corpo de prova de tração uniaxial.
Os corpos de prova de tenacidade ao impacto Charpy foram tratados para as
seguintes condições: 1) Como recebido (CR); 2) Hidrogenado (H) e 4) Tratamento
térmico de alívio de tensões (TTAT) + Hidrogenado (H). Enquanto que os corpos de
prova de tração uniaxial receberam os seguintes tratamento: 1) 1) Como recebido (CR);
2) Hidrogenação (H); 3) Tratamento térmico de alívio de tensões (TTAT); 4) Tratamento
térmico de alívio de tensões (TTAT) + Hidrogenação (H); e 5) Tratamento térmico de
alívio de tensões (TTAT) + Pré-deformação (PD) + Hidrogenação (H). Cabe ressaltar que
64
imediatamente após cada tratamento, foi realizada a análise de tensões residuais,
conforme pode ser observado no fluxograma da Figura 3.4.
Figura 3.4 - Fluxograma dos tratamentos dos corpos de prova antes dos ensaios
mecânicos.
3.3. Ensaios Eletroquímicos
3.3.1. Preparação dos corpos de prova
Os corpos de prova de tração uniaxial e tenacidade ao impacto Charpy foram
conectados a um fio de cobre, por intermédio de solda, e depois esta região foi revestida
65
com resina acrílica para isolar o contato de cobre com a solução eletrolítica, conforme
usual neste tipo de ensaio.
3.3.2. Solução Sintética Simuladora do Ambiente do Solo
A solução aquosa eletrolítica utilizada nos ensaios eletroquímicos é uma
simulação de ambiente de solo, denominada de NS4, que foi desenvolvida por
Parkins et al (1994), a partir de análise de amostras retiradas do solo, cuja composição
química é mostrada na Tabela 3.4.
A solução NS4 é utilizada por vários pesquisadores como eletrólito para avaliar o
efeito do hidrogênio em ensaios de corrosão sobtensão e fadiga, por apresentar valor de
pH próximo ao neutro, facilitar a hidrogenação e promover a fragilização por hidrogênio
em de amostras de aço (Sena et al, 2012).
Para o preparo da solução eletrolítica, os compostos químicos foram pesados em
uma balança de precisão, marca OHAUS, modelo Adventurer, do Laboratório de
Reatores, Cinética e Catálise (RECAT) da UFF, e em seguida foram dissolvidos em água
deionizada.
Tabela 3.4 - Composição química da solução NS4 (Parkins et al, 1994).
Reagentes Quantidade (g/L)
KCl 0,122
NaHCO3 0,483
CaCl2 0,181
MgSO4.7H2O 0,131
66
O potencial hidrogeniônico (pH) da solução NS4 foi determinado à temperatura
ambiente, utilizando um medidor de pH da marca PHTEK, modelo PHS-3B, do
Laboratório de Corrosão, do IPRJ/UERJ.
3.3.3. Potencial de Corrosão do Aço
O ensaio eletroquímico para a determinação do potencial estável de corrosão do
aço foi realizado tanto na condição aerada e como na desaerada com borbulhamento de
gás de nitrogênio na solução eletrolítica NS4, com duração de 12 horas. A célula
eletroquímica foi montada com eletrodo de trabalho (corpos de prova), eletrodo de
referência de calomelano saturado (ecs) e solução NS4, na temperatura de 25 ºC,
utilizando um potenciostato da marca Omnimetra, modelo PG-3901, conforme mostrado
na Figura 3.5.
Figura 3.5 - Potenciostato para ensaios eletroquímicos.
67
3.3.4. Hidrogenação dos Corpos de Prova
A hidrogenação dos corpos de prova foi realizada por intermédio de ensaio
eletroquímico com aplicação de potencial catódico ao eletrodo de trabalho (corpos de
prova), com objetivo de estudar e avaliar o efeito do hidrogênio nas tensões residuais,
microestrutura e propriedades mecânicas do aço API 5L X65.
3.3.4.1. Célula Eletroquímica de Hidrogenação
A célula eletroquímica para hidrogenação foi montada com a utilização de três
eletrodos: eletrodo de trabalho (corpo de prova), contra elétrodo (fio de platina),
envolvendo o corpo de prova e eletrodo de referência de calomelano saturado (ecs),
solução eletrolítica NS4 desaerada com borbulhamento de gás de nitrogênio, conforme
pode ser visto na Figura 3.6.
Figura 3.6 - Célula eletroquímica de hidrogenação.
68
3.3.4.2. Potencial Catódico de Hidrogenação
O potencial catódico aplicado no ensaio eletroquímico de hidrogenação dos
corpos de prova foi de -1.453 mVecs, que corresponde ao potencial de 700 mVecs abaixo
do potencial de corrosão do aço, conforme estudo realizado por Bueno et al (2009) para
comparar a suscetibilidade de aços API à permeação pelo hidrogênio em solução aquosa
NS4, com imposição de polarizações catódicas de 300, 700 e 1.000 mVecs abaixo do
potencial de corrosão do material. Neste estudo foi verificado que para o aço API 5L X60,
a densidade de corrente máxima de permeação foi alcançada a partir do potencial catódico
de 700 mVecs abaixo do potencial de corrosão do aço.
3.3.4.3. Tempo de Hidrogenação dos Corpos de Prova
A difusão de hidrogênio no interior do aço e o tempo necessário para total
saturação no volume dos corpos de prova foi determinado com a aplicação da 2ª Lei de
Fick, a qual prevê a difusão de espécies em sólidos em estado não estacionário, com a
variação do fluxo de difusão e do gradiente de concentração em um ponto específico da
amostra ao longo do tempo, sendo expressa por:
𝜕𝑐(𝑥, 𝑡)
𝜕𝑡= 𝐷.
𝜕2𝑐(𝑥. 𝑡)
𝜕𝑥2 (3.1)
Onde: D = coeficiente de difusão ou difusibilidade.
69
A Figura 3.7 mostra as condições iniciais e de contorno da 2ª Lei de Fick para
gerar um perfil de concentração de hidrogênio [c(x,t)] no interior da amostra com
espessura (L), em função do tempo (t) e até alcançar o perfil linear do estado estacionário.
Figura 3.7 - Condições iniciais e de contorno da 2ª Lei de Fick para gerar um perfil de
concentração de hidrogênio [c(x,t)] no interior da amostra.
A solução matemática para a 2ª Lei de Fick para as condições de contorno
mostrada na Figura 3.7 é dada pela seguinte expressão:
𝑐(𝑥, 𝑡)
𝐶0= 1 −
4
𝜋∑
(−1)𝑛𝑝
2𝑛𝑝 + 1
4
𝑛𝑝=0
. 𝑒𝑥𝑝 [−(2𝑛𝑝 + 1)2.𝜋2
4.𝐷. 𝑡
𝐿2] . 𝑐𝑜𝑠 [
(2𝑛𝑝 + 1)
2. 𝜋.
𝑥
𝐿] (3.2)
Onde: C0 = concentração na superfície do metal; D = coeficiente de difusibilidade;
L = espessura do corpo de prova; t = tempo de hidrogenação; e np = número de termos da
série de potências.
70
Reis (2009) implementou a equação (3.2) em programa computacional na
linguagem MATLAB, para obtenção das curvas dos perfis de concentração de hidrogênio
em função da espessura das amostras. Com este programa é possível determinar o tempo
de hidrogenação em função da espessura da seção central do corpo de prova, aplicando
os parâmetros de concentração superficial de hidrogênio igual a 0,262 mol H/m3 e
coeficiente de difusibilidade igual a 7,93 x 10-11 m2/s, em temperatura de 25 ºC, os
mesmos utilizados por Olden et al (2012) em ensaios de permeação de hidrogênio com
aços API 5L X70, como conforme é mostrado na interface do programa (Figura 3.8).
Figura 3.8 - Interface do programa computacional para determinação do tempo de
hidrogenação de amostras de aço (Reis, 2009).
O tempo total de hidrogenação da amostra foi considerado aquele em que o centro
da amostra atinge 90 % da concentração superficial de hidrogênio. A concentração
superficial de hidrogênio pode ser considerada a mesma para qualquer uma das amostras,
71
pois o potencial e o estado superficial são idênticos, embora seja difícil conhecer a
concentração superficial, pois a parcela de densidade de corrente que resulta em
hidrogênio monoatômico é influenciada pela própria natureza do eletrólito. A Tabela 3.5
mostra o tempo de hidrogenação aplicado nos corpos de prova de tração uniaxial e de
tenacidade ao impacto Charpy, de acordo com as curvas obtidas no programa
computacional (Figura 3.9).
Tabela 3.5 - Tempo de hidrogenação em função da espessura da seção central do corpo
de prova para a concentração de hidrogênio igual a 0,262 mol H/m3.
Figura 3.9 - Curvas do tempo de hidrogenação dos corpos de prova: (a) Tenacidade ao
impacto Charpy e (b) Tração uniaxial.
Corpo de prova Diâmetro/Espessura
(mm)
Tempo de hidrogenação
(ks)
Tenacidade ao Impacto Charpy 7,5 453,6
Tração uniaxial – Cilíndrico 4,0 144
72
3.4. Ensaios Mecânicos
3.4.1. Ensaios de dureza e de microdureza Vickers
Os ensaios de dureza foram realizados em cinco pontos equidistantes no metal base do
tubo, nas condições como recebido e como recebido hidrogenado, de acordo com a Norma
ASTM A370 – 16. Os ensaios foram realizados no equipamento Wilson Hardness, modelo
Rockwell 2000, do Laboratório de Ensaios Mecânicos do Departamento de Engenharia
Mecânica da UFF, utilizando o método Rockwell B. Foi usada uma amostra retangular, com
dimensões semelhantes às de um corpo de prova Charpy (10 x 7,5 x 55 mm). Inicialmente, foi
aplicada uma pré-carga de 10 kgf, a fim de reduzir erros relacionados ao efeito de acomodação
do sistema penetrador-amostra, ocasionado pela deformação plástica do material. Para os ensaios
foi utilizada uma carga de 100 kgf, com esfera de 1/16 polegadas de diâmetro, durante 60
segundos.
A microdureza Vickers (HV) da junta soldada foi analisada em uma amostra cortada da
seção transversal da junta, abrangendo o MB, a ZTA e a ZF de ambos os lados da junta (Figura
3.9) Foi utilizando o equipamento Eleite-Wetzlar, do Laboratório de Microscopia Ótica e Análise
de Imagens da COPPE/UFRJ, com carga de 50 g e impressão de vinte e nove pontos distintos,
com espaçamento de 1,0 mm entre os pontos, como pode ser observado na Figura 3.10.
Figura 3.10 - Amostra da junta soldada usada na análise de microdureza Vickers.
73
3.4.2. Ensaios de Tração Uniaxial
Nos ensaios de tração uniaxial foram utilizados três corpos de prova da região de
metal de base e da zona de fusão, com e sem hidrogenação, para cada uma das seguintes
condições: como recebido (CR), com tratamento térmico de alívio de tensões (TTAT) e
com tratamento térmico de alívio de tensões e pré-deformada (PD). A pré-deformação
dos corpos de prova foi realizada em máquina de tração uniaxial com a aplicação de uma
carga capaz de produzir uma deformação plástica correspondente a 15% do alongamento
percentual máximo do aço.
Os ensaios de tração foram realizados em uma máquina de tração uniaxial da
marca Shimadzu, modelo AG-X, do Laboratório de Ensaios em Dutos (LED), do
Departamento de Engenharia Mecânica da UFF, com aplicação de taxa de deslocamento
da ponte de 0,10 mm/s, em temperatura de 22º C.
3.4.3. Ensaios de Tenacidade ao Impacto Charpy
Foram utilizados três corpos de prova da região de metal de base e da zona de
fusão do tubo de aço para cada condição de ensaio de tenacidade ao impacto Charpy. As
condições de ensaio foram as seguintes: como recebido (CR), hidrogenado (H) e com
tratamento térmico de alívio de tensões (TTAT) e hidrogenado (H).
Os ensaios de tenacidade ao impacto Charpy foram realizados de acordo com a
Norma ASTM A370 - 16, em temperatura de 22º C, utilizando o equipamento de martelo
pendular de 300 J de capacidade, da marca Heckert, do Laboratório de Ensaios
Mecânicos, Departamento de Engenharia Mecânica - UFF.
74
3.5. Análise de Tensões Residuais
As análises das tensões residuais superficiais nos corpos de prova de tração
uniaxial e de tenacidade ao impacto Charpy do metal de base e da zona de fusão do tubo
foram realizadas pelo método de difração de raios-X, nas direções, longitudinal (L) e
transversal (T), conforme é mostrado na Figura 3.11, imediatamente após cada tratamento
aplicado nos corpos de prova.
Figura 3.11 - Direções de análises de tensões residuais em corpos de prova.
Para análise foi usado um analisador de tensões da marca Stresstech, modelo
XStress3000, do Laboratório de Análise de Tensões (LAT), do Departamento de
Engenharia Mecânica UFF, conforme é mostrado na Figura 3.12. A Tabela 3.6 mostra os
parâmetros utilizados no analisador de tensões para a obtenção dos valores de tensões
residuais nos corpos de prova.
75
Tabela 3.6 - Parâmetro utilizados no sistema de análises das tensões residuais.
Diâmetro do Colimador (mm) 1,0
Ângulo de incidência (2θ) 156,8º
Plano de difração (hkl) (211)
Radiação Crα
Comprimento da onda Crα (Å) 2,29092
Corrente (mA) 6,7
Tensão (kV) 30
Inclinação ψ 0º, 18º, 27º 33º e 45º
Tempo de exposição (s) 10,0
(a) (b)
Figura 3.12 – (a) Analisador de tensões XStress3000 e (b) amostra analisada.
3.6. Tratamento Térmico de Alívio de Tensões
O tratamento térmico de alívio de tensões foi realizado nos corpos de prova do
metal de base e da zona de fusão do tubo de aço, utilizados nos ensaios de tração uniaxial
e de tenacidade ao impacto Charpy, em forno tubular com atmosfera controlada com gás
argônio, do Laboratório de Metalografia e Tratamentos Térmicos, do Departamento de
Engenharia Mecânica da UFF. O tratamento térmico foi realizado com aplicação da taxa
76
de aquecimento médio de 15 ºC/min, manutenção da temperatura a 650 ºC durante duas
horas e taxa de resfriamento médio em forno de 1,5 ºC/min, conforme é mostrado na
Figura 3.13. O alívio das tensões foi verificado por intermédio de análise de tensões por
difração de raios-X.
Figura 3.13 - Diagrama de tratamento térmico de alívio de tensões.
3.7. Caracterização Macro e Microestrutural do Material
As amostras para microscopia ótica do metal base e da zona de fusão foram
preparadas por lixamento nas granulações de 100, 220, 400, 600 e 1200, polidas com
alumina (Al2O3) com granulação de 1μm e atacadas com solução de Nital a 2 % (vol/vol).
Para análise metalográfica foi utilizado um microscópio ótico da marca Leica,
modelo DM-RM, do Laboratório de Microscopia Ótica e Análise de Imagens da
COPPE/UFRJ.
77
Os tamanhos dos grãos do metal base (MB), zona termicamente afetada (ZTA) e
zona de fusão (ZF) foram analisados em Microscópio Óptico da marca Olympus, modelo
BX 55M, utilizando o Software – Grain Intercept by Stream Essentials, do Laboratório
de Caracterização de Propriedades Mecânicas e Microestrutural, do Instituto Nacional de
Tecnologia.
A caracterização das superfícies de fratura e identificação de constituintes de fases
do aço foi realizada utilizando um Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) da marca
JEOL, modelo JSM-6460LV, do Laboratório de Microscopia Eletrônica e Microanálise
da COPPE/UFRJ.
78
Capítulo 4
Resultados e Discussões
No presente capítulo, os resultados são apresentados conforme a seguir: ensaios
eletroquímicos dos corpos de prova de tração e de tenacidade ao impacto Charpy
fabricados do metal base e da zona de fusão do tubo de aço API 5L X65; análise das
tensões residuais antes e após a hidrogenação, antes e após o tratamento térmico de alívio
de tensões de todos os corpos de prova; antes e após a pré-deformação dos corpos de
prova de tração; caracterização das propriedades mecânicas (conforme fluxograma da
Figura 3.4). Complementarmente são apresentadas as microscopias óptica (MO) e
eletrônica de varredura (MEV) das fraturas dos corpos de prova da junta soldada, para
uma melhor caracterização dos resultados, principalmente os relacionados à
hidrogenação.
79
4.1. Ensaios Eletroquímicos
4.1.1. Potencial Hidrogeniônico da Solução Eletrolítica
O potencial hidrogeniônico da solução eletrolítica NS4 nova apresentou o valor
igual a 8,56, estando de acordo com a solução que simula o ambiente de solo,
desenvolvida por Parkins et al (1994), para promover a hidrogenação das amostras de aço
por intermédio de ensaios eletroquímicos.
4.1.2. Potencial de Corrosão do Aço
O potencial de corrosão foi obtido por polarização do eletrodo de trabalho em
circuito aberto, com o tempo total de ensaio de 43,2 ks, tanto para a condição de ensaio
aerado como para desaerado. Na Figura 4.1 é mostrado que a queda do potencial de
corrosão, que inicia logo após a imersão do aço na solução eletrolítica, indica que há uma
redução do óxido formado ainda no ar atmosférico e que um produto de corrosão estável
é formado após cerca 10 ks, mostrando ser este o potencial de corrosão característico do
aço API 5L X65 em solução NS4. A estabilização do potencial de corrosão ocorreu a
partir do tempo de 16 ks para as duas condições de ensaio, e não houve um aumento
significativo no potencial de corrosão com a desaeração da solução NS4 por intermédio
de borbulhamento de gás nitrogênio. O potencial de corrosão do material apresentou
valores de - 753 e - 754 mVecs para a condição de ensaio aerado e desaerado,
respectivamente, enquanto que a densidade de corrente de corrosão foi de 0,8 μA/cm2
para a condição desaerada e de 2,2 μA/cm2 para a condição aerada. A densidade de
corrente no ensaio aerado foi maior em virtude do predomínio da reação catódica de
80
redução do oxigênio até a estabilização da reação eletroquímica, que pode ser justificado
pela presença do íon Cl- na solução NS4, que é o principal responsável pela dissolução
ativa do ferro. A presença de íons de Cl- podem contribuir para a redução do pH da
solução, e criar regiões ácidas na superfície do aço. Estas regiões ácidas facilitam
formação de pites, que é produto da corrosão, devido a criação de uma região anódica na
superfície do aço, responsável pela dissolução do Fe2+, e outra no interior dos pites, região
catódica, onde ocorre a redução do hidrogênio. A liberação de hidrogênio monoatômico
para o interior do aço pode formar regiões de alta pressão com a formação do gás H2, que
favorece a iniciação e o crescimento de trincas (Liang et al, 2009).
Figura 4.1 - Potencial de corrosão em função do tempo, em solução NS4, para a
condição de ensaio aerado e desaerado.
81
Na Figura 4.2 pode ser visto que o potencial de corrosão do aço se situa abaixo do
potencial de equilíbrio H/H+ e acima do potencial de equilíbrio Fe/Fe2+, e que nestas
condições, o aço sofre ação conjunta de dissolução ativa e redução de hidrogênio na
superfície, uma vez que o aço está dentro do domínio de corrosão com estabilidade do
íon Fe2+ na concentração de 10 a 10-4 mol.g.l-1, em condição de equilíbrio, e abaixo da
linha de equilíbrio H/H+. A diferença de potencial entre o potencial de corrosão e o
potencial de equilíbrio Fe/Fe2+ é de aproximadamente 100 mV, que é a sobretensão
anódica necessária para o aço se situar dentro do domínio de imunidade e não sofrer
corrosão, segundo Pourbaix (1974).
Figura 4.2 - Curva de polarização anódica e catódica do aço API 5L X65.
82
4.1.3. Potencial de Hidrogenação dos Corpos de Prova
O potencial de catódico de -1.454 mVecs utilizado na hidrogenação, com aplicação
de tempos diferentes em função das espessuras dos corpos de prova, apresentou uma
densidade de corrente catódica na ordem de 30 mA/cm², que pode ser considerado um
valor bem elevado, conforme foi mostrado na Figura 4.2.
O Atlas de Equilíbrio Eletroquímico em Soluções Aquosas de Pourbaix (1974),
Figura 4.3, mostra que o potencial de equilíbrio do Fe/Fe2+ é alcançado em potenciais
inferiores a - 611 mVehs, quando o valor de pH da solução eletrolítica for menor ou igual
a 9,0, e que o potencial de equilíbrio H/H+ em potenciais inferiores a - 502 mVehs, para
soluções eletrolíticas com pH igual a 8,5. Nestas condições, a reação catódica de redução
do hidrogênio ocorre em potencial próximo do potencial de corrosão do aço, que é de
- 510 mVehs (-754 mVecs). O potencial de catódico de hidrogenação de
- 1.210 mVehs (-1.454 mVecs), que corresponde a - 456 mVehs (- 700 mVecs) abaixo do
potencial de corrosão do aço, satisfez plenamente as condições de hidrogenação das
amostras, já que este potencial está na região de imunidade do ferro, que é alcançado a
partir de potenciais menores ou iguais a – 617 mVehs (- 858 mVecs).
83
Figura 4.3 - Diagrama de equilíbrio eletroquímico para o sistema Fe-H2O, na
temperatura de 25 ºC (Pourbaix, 1974 - modificado).
Após análise da Figura 4.3, podemos considerar que o potencial de polarização
catódica aplicado garantiu a evolução do hidrogênio na reação eletroquímica para
hidrogenação das amostras. Cabe, ainda, ressaltar que a redução do íon H+ gera gás H2
que evolui também em hidrogênio monoatômico que se difunde pelo metal. Segundo
Bueno (2009), a aplicação de potencial catódico dentro do domínio de imunidade do ferro,
no Atlas de Pourbaix (1974), não ocorre processo corrosivo e, consequentemente, não há
formação de um filme de passivação na superfície do aço capaz de bloquear a absorção
de hidrogênio atômico, e que o aumento na densidade de corrente por imposição de
potencial mais catódico provoca, ainda, um aumento na reação de redução de hidrogênio
na superfície do metal.
84
4.2. Análise de Tensões Residuais
4.2.1. Corpos de Prova de Tenacidade ao Impacto Charpy
4.2.1.1. Condição Como-Recebido (CR) e Hidrogenado (H)
As análises das tensões residuais realizadas em 3 corpos de prova retirados do
metal base e da zona de fusão do tubo, na condição como recebido (CR) e hidrogenado
(H), mostraram que houve uma alteração expressiva na magnitude das tensões residuais,
como é mostrado na Tabela 4.1 e Figura 4.4, pela média das tensões medidas.
Tabela 4.1 - Tensões residuais em corpos de prova Charpy nas condições como recebido
(CR) e hidrogenado (H).
Condição
Tensão Residual (MPa)
Longitudinal Transversal
Metal Base Zona de Fusão Metal Base Zona de Fusão
CR +30 ± 5 -210 ± 15 -180 ± 25 -240 ± 30
H +50 ± 10 -250 ± 30 -290 ± 10 -280 ± 15
85
Figura 4.4 - Tensões residuais em corpos de prova Charpy nas condições CR e H:
(a) direção longitudinal e (b) direção transversal.
Observando os resultados, é possível perceber que nos corpos de prova do metal
base (MB) na condição hidrogenado (H) a hidrogenação provocou um aumento muito
significativo nas tensões residuais trativas, na ordem de 66 %, na direção longitudinal,
Figura 4.4(a). Um aumento considerável, de cerca de 61%, foi também observado nas
tensões residuais compressivas na direção transversal, Figura 4.4(b).
86
O aumento de tensões residuais trativas aliado à presença de tensões externas e
térmicas juntamente com a presença de um processo corrosivo eletroquímico na
superfície do aço, podem produzir deformação plástica e provocar a degeneração das
propriedades mecânicas do material, o que está coerente com os resultados obtidos por
Zhu et al, 2015.
Nos corpos de prova da zona de fusão (ZF) do tubo, na condição como recebido,
as análises realizadas tanto na direção longitudinal quanto transversal apresentaram
tensões residuais compressivas de média magnitude, na ordem de -210 MPa e - 240 MPa,
respectivamente. No entanto, a análise de tensões residuais realizada após a hidrogenação
destes corpos de prova, mostrou que na direção longitudinal a natureza das tensões
residuais se manteve compressiva, porém sofreu um aumento de cerca de 19 %, e que na
direção transversal esse aumento de magnitude foi na ordem de 16 %, como foi
constatado na Figura 4.4.
A alteração das tensões residuais devido à presença de hidrogênio monoatômico
na rede cristalina do aço pode ser explicada pela literatura, provavelmente, como uma
interação entre os átomos de hidrogênio e os campos de tensões existentes no material.
Este comportamento é reforçado pela teoria da plasticidade localizada, e coerente com o
que foi encontrado por Dabah et al (2014), onde os autores constataram que o hidrogênio
pode interagir com campos de tensões existentes em torno de discordâncias da rede
cristalina do aço e promover uma redução na magnitude das tensões residuais e que esta
interação pode permitir uma redução de plasticidade nestes locais e falicitar o movimento
destes defeitos cristalinos, levando à fragilização do aço.
87
4.2.1.2. Condição com Tratamento Térmico (TTAT) e Hidrogenado (H)
O tratamento térmico de alívio de tensões realizado nos corpos de prova do metal
base e da zona de fusão do tubo, na condição como recebido, reduziu de forma
significativa, como era esperado, a magnitude das tensões residuais geradas durante o
processo de usinagem, como apresentado na Tabela 4.2 e Figura 4.5.
Tabela 4.2 - Tensões residuais em corpos de prova Charpy nas condições: como recebido
(CR), tratado termicamente (TTAT) e hidrogenado (H).
Condição
Tensão Residual (MPa)
Longitudinal Transversal
Metal Base
(MB)
Zona de Fusão
(ZF)
Metal Base
(MB)
Zona de Fusão
(ZF)
CR + 50 ± 10 - 170 ± 20 - 140 ± 5 - 290 ± 30
TTAT + 10 ± 5 - 60 ± 10 - 50 ± 5 - 70 ± 10
TTAT – H - 120 ± 10 - 260 ± 15 - 280 ± 5 - 210 ± 10
No metal base, o tratamento térmico de alívio de tensões provocou na direção
longitudinal, Figura 4.6(a), a relaxação das tensões residuais trativas em cerca de 80 %.
Entretanto, a hidrogenação destes corpos de prova provocou a inversão na natureza das
tensões, de trativas para compressivas, com valores em compressão na ordem de
- 120 MPa. Na direção transversal, as tensões residuais mostraram um comportamento
mais significativo após o tratamento térmico, pois as tensões residuais compressivas
sofreram uma redução expressiva, na ordem de 65 %. Como ocorrido na direção
longitudinal, a hidrogenação dos corpos de prova após o TTAT, provocou alterações
muito significativa na magnitude das tensões residuais compressivas, na ordem de 460 %
(Tabela 4.2).
88
Figura 4.5 - Tensões residuais em corpos de prova Charpy nas condições CR, TTAT e
H: (a) direção longitudinal e (b) direção transversal.
As tensões residuais compressivas são benéficas para o aço. No entanto, o
aumento na magnitude de tensões residuais trativas provocado pela presença de
hidrogênio na rede cristalina pode ser deletério para o aço, pois tensões residuais de tração
quando somadas às tensões de serviço podem provocar a nucleação e propagação de
trincas e levar o material à falha prematura.
89
Os resultados das análises das tensões residuais na direção longitudinal, em corpos
de prova da zona fusão do tubo, na condição como recebido, mostraram a presença de
tensões residuais compressivas e de média magnitude (- 170 MPa), as quais foram
aliviadas, de forma significativa, pelo tratamento térmico em cerca de 65 %. Após a
hidrogenação destes corpos de prova, as tensões residuais permaneceram compressivas,
porém, houve um aumento muito expressivo em sua magnitude, na ordem de 330 %,
atingindo o valor de - 260 MPa, como foi mostrado na Figura 4.5(a).
Na direção transversal, os resultados das análises de tensões residuais realizadas
em corpos de prova da zona de fusão do tubo, Figura 4.5(b), na condição como recebido,
mostraram a presença de tensões residuais de natureza compressiva e com alta magnitude
(- 290 MPa). O tratamento térmico realizado nestes corpos de prova reduziu as tensões
residuais compressivas de forma muito significativa, cerca de 75 %. Entretanto, a
hidrogenação aplicada nesses corpos de prova produziu efeito muito expressivo nos
valores das tensões residuais compressivas (- 210 MPa), um aumento de cerca de 200 %.
As alterações produzidas pela hidrogenação, tanto na magnitude como na natureza
das tensões residuais, podem ser explicadas, provavelmente, pela alta concentração de
hidrogênio monoatômico em defeitos ou inclusões não metálicas da rede cristalina do
aço, que podem gerar gás H2 e criar regiões de alta pressão e, consequentemente, pode
promover deformações localizadas, de acordo com Toríbio et al (2011).
90
4.2.2. Tensões Residuais em Corpos de Prova de Tração Uniaxial.
4.2.2.1. Condição Como Recebido (CR) e Hidrogenado (H)
Nos corpos de prova de tração uniaxial retirados do metal base do tubo, na
condição como recebido, as análises na direção longitudinal revelaram tensões residuais
de natureza compressiva de alta magnitude (- 280 MPa), que após a hidrogenação
sofreram um pequeno aumento, não significativo, de cerca de 7 %. Da mesma forma
ocorreu na direção transversal, onde os corpos de prova do metal base, na condição como
recebido, apresentaram tensões residuais compressivas, com magnitude de - 180 MPa.
Entretanto, o efeito da hidrogenação foi mais severo nestes corpos de prova, aumentando
as tensões residuais compressivas em 44 %, chegando ao valor de - 260 MPa, como é
mostrado na Tabela 4.3 e Figura 4.6.
Tabela 4.3 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial na condição como
recebido e hidrogenado.
Condição
Tensão Residual (MPa)
Longitudinal Transversal
Metal Base
(MB)
Zona de Fusão
(ZF)
Metal Base
(MB)
Zona de Fusão
(ZF)
CR - 280 ± 10 - 350 ± 20 - 180 ± 15 + 230 ± 20
H - 300 ± 20 - 250 ± 5 - 260 ± 30 + 200 ± 5
Os resultados das tensões residuais analisadas nos corpos de prova retirados da
zona de fusão do tubo revelaram o mesmo comportamento dos corpos de prova do metal
base, onde a hidrogenação alterou a magnitude das tensões internas em todas as condições
analisadas. Na direção longitudinal, Figura 4.6(a), na condição como recebido, foi
91
constatada a presença de tensões residuais compressivas de alta magnitude (- 340 MPa).
Quando estes corpos de prova foram hidrogenados, as tensões residuais compressivas
foram reduzidas de forma significativa, em cerca de 27 %. Da mesma forma ocorreu na
direção transversal, que apresentou tensões residuais trativas de média magnitude
(230 MPa), e que após a hidrogenação sofreram redução, não muito significativa, da
ordem de 13 %, como pode ser constatado na Figura 4.6(b).
Figura 4.6 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial nas condições
CR e H: (a) direção longitudinal e (b) direção transversal.
92
4.2.2.2. Condição com Tratamento Térmico (TTAT) e Hidrogenado (H)
Nos corpos de prova de tração do metal base e da zona de fusão, as tensões foram
analisadas nas condições: como recebido, com TTAT e com TTAT-H.
Nos corpos de prova de metal base da condição como recebido, na direção
longitudinal as tensões residuais oriundas da usinagem dos corpos de prova foram
compressivas e de média magnitude (- 240 MPa). O TTAT aplicado nestes corpos de
prova aliviou de forma acentuada estas tensões residuais compressivas, em cerca de 92 %,
atingindo um valor de - 20 MPa. Porém, a análise realizada nestes corpos de prova após
a hidrogenação mostrou que o efeito do hidrogênio na rede cristalina do aço pode alterar
o estado de tensões residuais, porque a hidrogenação provocou um aumento na magnitude
das tensões residuais compressivas, na ordem de 400 %, chegando a - 100 MPa,
provavelmente, pelo aumento de pressão localizada proporcionada pelo gás H2, como
pode ser visto na Tabela. 4.4 e Figura 4.7.
Tabela 4.4 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial na condição CR
com TTAT e H.
Condição
Tensão Residual (MPa)
Longitudinal Transversal
Metal Base
(MB)
Zona de Fusão
(ZF)
Metal Base
(MB)
Zona de Fusão
(ZF)
CR - 240 ± 15 - 290 ± 15 + 210 ± 10 + 210 ± 30
TTAT - 20 ± 10 - 60 ± 5 + 50 ± 10 - 290 ± 20
TTAT-H - 100 ± 20 - 110 ± 5 - 150 ± 5 - 190 ± 10
Na direção transversal, Figura 4.7(b), o comportamento das tensões residuais foi
semelhante ao da direção longitudinal, com alterações na magnitude após o tratamento
93
térmico e a hidrogenação. Na condição como recebido, os corpos de prova apresentaram
tensões residuais de natureza trativa de média magnitude (210 MPa), que logo após o
tratamento térmico, foram reduzidas em cerca de 76 %, chegando a 50 MPa, como era de
se esperar. Entretanto, o efeito da hidrogenação nestes corpos de prova provocou a
inversão da natureza das tensões residuais de trativa para compressiva, com magnitude
na ordem de - 150 MPa.
Nos corpos de prova da zona de fusão do tubo, na direção longitudinal, a condição
como recebido apresentou tensões residuais compressivas e de alta magnitude
(- 290 MPa), e que após o TTAT, as tensões residuais compressivas sofreram uma
redução expressiva, cerca de 70 %, atingindo um valor de - 60 MPa. Entretanto, a
hidrogenação aplicada nestes corpos de prova alterou significativamente as tensões
residuais compressivas, chegando a um valor de - 110 MPa, aumento de 83 %, como é
mostrado na Figura 4.7(b).
94
Figura 4.7 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial do metal base e da
zona de fusão do tubo, nas condições CR, TTAT e H: (a) direção longitudinal e (b)
direção transversal.
Na direção transversal houve alterações significativas, tanto na natureza como na
magnitude das tensões residuais. Inicialmente na condição como recebido, os corpos de
prova apresentaram tensões residuais trativas com média magnitude (210 MPa), e quando
estes corpos de prova foram tratados termicamente, ocorreu um efeito de inversão do
estado de tensões residuais de trativo para compressivo, atingindo - 290 MPa. Este
resultado, provavelmente, segundo Mouanga et al (2010), pode ser caracterizado pela
95
grande concentração de hidrogênio em defeitos da rede cristalina. Entretanto, quando
estes corpos de provas foram hidrogenados, houve redução considerável na magnitude
destas tensões residuais compressivas (- 190 MPa), na ordem de 34 %, como foi
constatado na Figura 4.7(b).
4.2.2.3. Condição com Tratamento Térmico (TTAT), Pré-deformado (PD) e
Hidrogenado (H)
As análises de tensões residuais, tanto na direção longitudinal como na
transversal, mostraram uma variação expressiva na magnitude e até mesmo na natureza
das tensões residuais após a aplicação de tratamento térmico, pré-deformação e
hidrogenação nos corpos de prova do metal de base e da zona de fusão do tubo, como é
mostrado na Tabela 4.5 e Figura 4.8.
Tabela 4.5 - Tensões residuais em corpos de prova de tração uniaxial do metal base.
Condição
Tensão Residual (MPa)
Longitudinal Transversal
Metal Base
(MB)
Zona de Fusão
(ZF)
Metal Base
(MB)
Zona de Fusão
(ZF)
CR - 270 ± 10 - 170 ± 30 - 290 ± 25 + 290 ± 15
TTAT - 10 ± 5 - 60 ± 10 - 10 ± 5 - 90 ± 5
TTAT-PD + 20 ± 5 - 80 ± 5 - 120 ± 20 - 230 ± 15
TTAT-PD-H + 80 ± 25 - 120 ± 5 - 150 ± 15 + 140 ± 30
96
Figura 4.8 - Tensões residuais em corpos de provas de tração uniaxial do metal base e
da zona de fusão do tubo, nas condições CR com TTAT, PD e H: (a) direção
longitudinal e (b) direção transversal.
Na direção longitudinal, Figura 4.8(a), a análise de tensões residuais realizada nos
corpos de prova do metal base revelaram que incialmente, na condição como recebido, as
tensões eram de natureza compressiva e alta magnitude (- 270 MPa), e com a aplicação
do tratamento térmico estas tensões foram reduzidas de forma muito significativa, cerca
de 97 %. Atingindo o valor de - 10 MPa. A análise de tensões residuais realizada nestes
corpos de prova após a pré-deformação, revelou que a natureza das tensões residuais
97
passou de compressiva para trativa e com baixa magnitude (20 MPa). Entretanto, com a
hidrogenação destes corpos de prova, mais uma vez, as tensões residuais trativas foram
aumentadas de maneira bastante expressiva, na ordem 30 %, chegando ao valor de
80 MPa.
As análises realizadas nos corpos de prova do metal base, na direção transversal,
Figura 4.8(b), revelaram o mesmo comportamento constatado na direção longitudinal,
alterações na magnitude e natureza das tensões residuais após os tratamentos realizados.
Inicialmente, os corpos de prova na condição como recebido apresentaram tensões
residuais compressivas de média magnitude (- 290 MPa). Com a aplicação do tratamento
térmico estas tensões foram reduzidas para - 10 MPa, uma variação de 96 %. A pré-
deformação dos corpos de prova provocou um aumento de magnitude das tensões
compressivas na ordem de 110 %, atingindo - 120 MPa. Após a hidrogenação estes
corpos de prova apresentaram um aumento nas tensões residuais compressivas, na ordem
de 25 %, atingido o valor de - 150 MPa.
Estes resultados estão coerentes com os encontrados na literatura, onde
Mouanga et al (2010) constataram em corpos de prova deformados plasticamente que
presença de tensões residuais provocaram aumento da taxa de permeação de hidrogênio
na rede cristalina do aço e, consequentemente, maior concentração, o que pode fragilizar
o material.
Nos corpos de prova da zona de fusão do tubo, a análise das tensões nas direções
longitudinal e transversal, Figura 4.8, mostrou comportamento semelhante encontrado
nos corpos de prova do metal base, onde ocorreram alterações no estado de tensões
residuais após as aplicações do tratamento térmico e pré-deformação aos corpos de prova.
Na direção longitudinal, a análise realizada no corpo de prova, na condição como
recebido, revelou a presença de tensões residuais compressivas de média magnitude
98
(- 170 MPa). O tratamento térmico aliviou as tensões em cerca de 65 %, atingindo o valor
- 60 MPa. Com a deformação plástica provocada pela pré-deformação, os corpos de prova
apresentaram um aumento não muito significativo na magnitude das tensões residuais
compressivas, na ordem de 33 %, chegando ao valor - 80 MPa. Porém, após a
hidrogenação destes corpos de prova, a análise das tensões residuais mostrou um aumento
significante na magnitude das tensões residuais compressivas, na ordem de 50 %, passou
de 80 MPa para 120 MPa, conforme resultados apresentados na Figura 4.8(a), que pode
ser atribuído ao efeito da presença do hidrogênio monoatômico na rede cristalina do aço.
As análises das tensões residuais realizadas na direção transversal, Figura 4.8(b),
mostraram que os corpos de prova da zona de fusão do tubo, na condição como recebido,
apresentaram tensões residuais trativas com alta magnitude (290 MPa). O tratamento
térmico aplicado nestes corpos de prova provocou um efeito previsível, porque aliviou as
tensões residuais de trativas e inverteu sua natureza para compressiva, com baixa
magnitude (- 90 MPa), como foi mostrado na Figura 4.8.
A pré-deformação aplicada nestes corpos de prova provocou um aumento muito
significativo na magnitude das tensões residuais compressivas, cerca de 155 %, atingindo
o valor de - 230 MPa. Após a hidrogenação destas amostras as tensões residuais
mostraram uma alteração significativa, passando de compressivas para trativas de média
magnitude (140 MPa), como foi mostrado nas Figuras 4.8(a) e (b). A presença de
deformação plástica pode alterar o estado de tensões residuais, aumentando sua
magnitude e produzindo regiões com tensões residuais de diferentes naturezas ao longo
superfície do aço. A natureza das tensões residuais podem contribuir para dissolução ativa
do aço, quando em contato com meio corrosivo aquoso, que segundo Boven et al (2007),
as regiões com tensões residuais compressivas se tornam catódicas e as com tensões
residuais trativas funcionam como anódicas.
99
Os resultados encontrados podem ser explicados pela literatura, provavelmente,
pelo efeito da deformação plástica no aumento da taxa de permeação de hidrogênio. Este
comportamento, também citado por Wu et al (2015), pode estar relacionado à alteração
do tamanho de grãos cristalinos, que geram um aumento na densidade de defeitos
superficiais e discordâncias, e contribuem desta forma para aumento do fluxo de
hidrogênio para o interior do aço e, consequentemente, produzem um aumento na
magnitude das tensões residuais. Portanto, a ocorrência simultânea de deformação
plástica e difusão de hidrogênio pela rede cristalina pode alterar o estado de tensões
residuais e fragilizar o aço, mesmo com valores de carregamento externo abaixo do
previsto em projeto.
4.3. Caracterização das Propriedades Mecânicas
4.3.1. Dureza
Os resultados de dureza Rockwell B obtidos nos ensaios no metal base do tubo,
na condição como recebido estão apresentados na Tabela 4.6.
Tabela 4.6 - Valores médios dos ensaios de dureza Rockwell B do metal base do tubo.
Condição Dureza Rockwell (HRB)
CR 92 ± 2
CR-H 98 ± 2
100
A análise dos resultados (Tabela 4.6) de amostras do metal base (MB) mostra que
eles estão de acordo com o valor de dureza previsto na Norma NACE (National
Association of Corrosion Engineers) - MR0175/ISO 15156 (2003), a qual estabelece para
operação deste aço em ambientes agressivos, com baixa concentração e pressão de H2S
(< 65 Psi ou 450 kPa), o valor máximo de dureza deve ser igual a 99 HRB (22 HRC).
Comparando os valores obtidos nos ensaios de dureza Rockwell B em amostras do metal
base, observamos que a hidrogenação produziu um aumento na dureza do aço, cerca de
7 %, o que pode ser um indício da degradação das propriedades mecânicas do aço pelo
hidrogênio, como foi constatado por Addach et al (2009), que relacionaram esta
degradação à existência de sítios intersticiais livres na rede cristalina, o que facilitaria o
processo de difusão e o aumento de concentração de hidrogênio, levando o material à
fragilização.
4.3.2. Microdureza.
Os valores de microdureza Vickers (HV) obtidos do em amostras retiradas da
região de solda do tubo são mostrados na Figura 4.9, cujo o valor médio foi de 205 HV.
Os resultados mostraram que a zona de fusão (ZF) e a ZTA do tubo apresentaram valores
médios de microdureza abaixo do valor especificado pela NACE - MR0175/ISO 15156
(2003), para operações em ambientes agressivos, com presença de gás H2S, cujo valor de
microdureza deve ser inferior a 250 HV. Comparando os valores, a ZF apresentou valores
de dureza próximos da zona termicamente afetada (ZTA), apesar da ZTA apresentar uma
granulação mais grossa. A zona termicamente afetada apresentou valores de dureza
próximos aos obtidos pelo metal base, já que esta região apresenta a mesma
microestrutura e uma pequena diferença no tamanho de grãos, como pode ser observado
nas micrografias apresentadas nas Figuras 4.20 e 4.21.
101
Figura 4.9 - Microdureza Vickers em amostra da região de solda do aço: MB – metal
base, ZTA – zona termicamente afetada e ZF – zona de fusão.
4.3.3. Energia Absorvida no Ensaio de Tenacidade ao Impacto Charpy
No MB e na ZF do tubo, na condição como recebido, a energia absorvida no
impacto foi de 115 J e 160 J, respectivamente. Esta diferença de tenacidade entre o metal
base e a zona de fusão do tubo, provavelmente, está relacionada com a pequena diferença
no tamanho dos grãos destas regiões (ligeiramente maior na ZF) e da microdureza, que é
também menor na ZF. Cabe ressaltar que a Norma API 5L (2000) não requer ensaios de
impacto Charpy para tubos fabricados pelo nível de especificação PSL 1. Os resultados
mostraram que no MB, na condição como recebido (CR) e com tratamento térmico (TT),
102
a hidrogenação provocou alterações significativas na tenacidade do aço, como pode ser
visto na Tabela 4.7 e Figura 4.10.
Tabela 4.7 - Energia absorvida de tenacidade ao impacto Charpy pelo MB e ZF do tubo.
Condição Energia absorvida (J)
Metal base (MB) Zona de fusão (ZF)
CR 115 ± 10 160 ± 15
H 135 ± 15 130 ± 10
TTAT-H 160 ± 20 135 ± 15
Figura 4.10 - Energia absorvida no ensaio de tenacidade ao impacto Charpy.
Na condição como recebido, a hidrogenação provocou um aumento significativo
na energia absorvida no impacto Charpy, cerca de 17 %, que pode estar relacionado ao
aumento na magnitude de tensões residuais trativas provocado pela difusão de hidrogênio
na rede cristalina do aço, conforme foi mostrado na Tabela 4.1. Este efeito de
103
amolecimento do aço, também foi é relatado por Olden et al (2012), onde os autores
explicam que a presença de hidrogênio na rede cristalina do aço facilita a mobilidade de
discordâncias e permite uma maior interação entre elas, aumentando desta forma a
plasticidade nestes locais, que provoca uma redução na resistência ao cisalhamento do
material.
No entanto, o metal base tratado termicamente e hidrogenado apresentou um
aumento de tenacidade expressivo de cerca de 39 %, onde a energia absorvida chegou ao
valor de 160 J. Este comportamento do metal base tratado termicamente, provavelmente,
pode ser explicado pelo efeito do hidrogênio na rede cristalina do aço, onde houve uma
alteração na natureza das tensões residuais, passaram de trativas para compressivas, com
média magnitude, como foi mostrado na Tabela 4.2. O tratamento térmico,
provavelmente, promoveu a redução no número de discordâncias presentes na rede
cristalina do aço, que segundo Mohtabi-Bonab et al (2014), este efeito pode diminuir a
concentração de hidrogênio e reduzir a magnitude das tensões residuais em torno destes
defeitos e, consequentemente, diminuir a plasticidade localizada e dificultar o movimento
das discordâncias, aumentando desta forma a tenacidade do aço.
A ZF do tubo hidrogenado apresentou uma redução na energia absorvida no
impacto, na ordem de 19 %, quando comparada com a condição como recebido. No
entanto, a ZF tratada termicamente apresentou uma redução na tenacidade de cerca 16 %,
como foi mostrado na Figura 4.10. Esta redução na tenacidade da ZF pode ser explicada,
provavelmente, pelo aumento na magnitude das tensões residuais compressivas
provocado pela presença do hidrogênio na rede cristalina do aço, como foi visto na Tabela
4.1. Este efeito da hidrogenação na ZF também pode estar relacionado com as alterações
nos tamanhos de grãos provocadas pelo ciclo térmico de soldagem EWR, que são
responsáveis pela geração de tensões residuais na ZTA. Segundo Ghosh & Mondal
104
(2013), estas alterações microestruturais podem contribuir para o aumento de
concentração de hidrogênio na rede cristalina do aço, e consequentemente, provocar um
aumento nos níveis das tensões locais, o que restringiria os movimentos das
discordâncias, reduzindo desta forma a tenacidade do aço.
Analisando os resultados da Figura 4.10 à luz da literatura, os resultados são
coerentes com os fenômenos descritos por outros autores. Portanto, estes resultados
podem ser atribuídos ao processo de difusão de hidrogênio na rede cristalina do aço que,
consequentemente, aumentou de concentração de hidrogênio nos interstícios da rede que
gerou um aumento de plasticidade localizada. Este aumento de plasticidade é provocado
pelo mecanismo de decoesão, que reduz a força das ligações entre os átomos, diminuindo
desta forma a energia de fratura. Este fenômeno ocorre, principalmente, nas interfaces
internas das trincas, gerando um aumento na quantidade de microvazios, que vem a
fragilizar o material, conforme foi relatado por Lunarska & Mikeladze (1997) e Ghosh &
Mondal (2013).
4.3.4. Resistência Mecânica
4.3.4.1. Metal base
Os ensaios de tração uniaxial em corpos de prova do metal base (MB) mostraram
que a hidrogenação provocou alterações significativas nas propriedades mecânicas, em
todas as condições de ensaio, com a redução do limite de escoamento, resistência
mecânica e deformação total à fratura, com pode ser visto na Tabela 4.8 e Figura 4.11.
105
Tabela 4.8 - Propriedades mecânicas do metal base.
Condição σLE (MPa) σLR (MPa) ε (%)
Norma API 5L
(PSL 1) 448 531 18
CR 490 ± 15 590 ± 5 30 ± 2
H 250 ± 25 510 ± 15 41 ± 2
TTAT 290 ± 5 480 ± 10 50 ± 3
TTAT-H 470 ± 10 565 ± 5 33 ± 2
TTAT-PD-H 200 ± 15 410 ± 10 30 ± 3
A hidrogenação das amostras, na condição como recebido, provocou uma redução
significativa no limite de escoamento, que passou de 490 MPa para 250 MPa, o que
significa uma redução de 49 %, enquanto que no limite de resistência esta redução foi da
ordem de 14 %, passou de 590 MPa para 510 MPa. A deformação total à fratura sofreu
variação expressiva com o efeito da hidrogenação, na ordem de 37 %, como é mostrado
na Figura 4.11. Este comportamento do aço na presença do hidrogênio pode estar
relacionado ao aumento, não muito significante, dos níveis de tensões residuais
compressivas, que podem ter contribuído para o aumento de concentração de hidrogênio
na rede cristalina do aço e ter degradado suas propriedades mecânicas, conforme foi
mostrado na Tabela 4.3.
106
Figura 4.11 - Diagrama tensão vs. deformação: corpos de prova do metal base, na
condição como recebido e hidrogenado.
Os resultados obtidos com metal base tratado termicamente, quando comparado
com a condição como recebido, revelaram alterações significativas nas propriedades
mecânicas, devido ao alívio de tensões, com foi mostrado na Tabela 4.4. Este
comportamento, provavelmente, pode ser atribuído ao rearranjo dos átomos na rede
cristalina do aço durante ao tratamento térmico aplicado. A deformação total à fratura
registrou um aumento expressivo, como era de ser esperar, na ordem de 67 %. Enquanto
que no limite de escoamento houve uma redução significante, cerca de 41 %, ele passou
de 490 MPa para 290 MPa e no limite de resistência está redução foi menos significativa,
na ordem de 19 %, variando de 590 MPa para 480 MPa. Estes resultados confirmaram
que o tratamento térmico reduz a magnitude das tensões residuais e pode aumentar a
ductilidade do aço. Porém, a hidrogenação do material tratado termicamente provocou
uma redução significativa nas propriedades mecânicas, quando comparado à condição
107
como recebido, reduzindo o limite de escoamento em cerca 4 %, variou de 490 MPa para
470 MPa, e o limite de resistência, onde esta redução também foi na ordem de 4 %, passou
de 590 MPa para 565 MPa. No entanto, a deformação total à fratura sofreu um aumento,
cerca de 10 %, como pode ser visto na Figura 4.12. Esta degradação das propriedades
mecânicas após a hidrogenação, provavelmente, pode estar relacionada com o aumento
da magnitude das tensões residuais e até mesmo com a inversão de sua natureza de trativa
para compressiva, o que pode ter contribuído para o aumento de concentração de
hidrogênio na rede cristalina do aço e, consequentemente, para a sua fragilização.
Figura 4.12 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras do metal base, na condição
como recebido, com tratamento térmico e hidrogenado.
A degradação das propriedades mecânicas, tais como a redução do limite de
resistência do aço e deformação total à fratura, conforme foi relatado por
Ramunni et al (2006), é o dano mais típico causado pelo hidrogênio e que este efeito está
108
diretamente relacionado ao aumento da concentração de hidrogênio na rede cristalina do
aço.
A hidrogenação produziu alterações expressivas nas propriedades mecânicas do
metal base tratado termicamente e pré-deformado, quando comparado com a condição
como recebido, como pode ser observado na Figura 4.13. Nestas condições, o efeito do
hidrogênio nas propriedades mecânicas do aço foi deletério, quando comparados com os
resultados obtidos com condição como recebido. O limite de escoamento do aço sofreu
uma redução muito significativa, na ordem de 59 %, passou de 490 MPa para 200 MPa,
o limite de resistência está redução foi em cerca de 31 %, variou de 590 MPa para
410 MPa e a deformação total à fratura se manteve em 30 %. Este efeito drástico do
hidrogênio nas propriedades mecânicas do aço pré-deformado, provavelmente, pode ser
atribuído ao grau de deformação plástica sofrido pelo material antes da hidrogenação,
conforme foi constatado nas análises de tensões residuais (Tabela 4.5), a qual mostrou
um aumento significativo na magnitude destas tensões. Conforme foi relatado por
Olden et al (2012), a deformação plástica aplicada previamente ao aço aumentou o
número de discordâncias, ou até mesmo, permitiu a interação entre as discordâncias pré-
existentes na rede cristalina do material. Este tipo de defeito cristalino são as principais
responsáveis pelo aumento de concentração de hidrogênio e criação de regiões de alta
pressão em tono destes locais, que favorecem a nucleação e a propagação de trincas
internas e, consequentemente, contribuem para a fragilização do aço.
109
Figura 4.13 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras do metal base, na condição
como recebido, com tratamento térmico, pré-deformado e hidrogenado.
Como pode ser observado na Figura 4.14, a condição com tratamento térmico e
pré-deformado, quando comparada com a condição como recebido e outras condições de
ensaio que receberam hidrogenação, foi a que apresentou o pior desempenho no ensaio
de tração. A literatura relata que o efeito da pré-deformação do aço pode alterar os estados
de tensões residuais e provocar um aumento de concentração de hidrogênio na rede
cristalina e, consequentemente, degradar as propriedades mecânicas do material. Segundo
Dabah et al (2014), estas alterações são mais significativas em planos cristalográficos
mais distantes da superfície do metal, em virtude que a taxa de dissorção do hidrogênio
da rede cristalina é maior nos planos mais próximos da superfície do que nos mais
distantes, e que as alterações no estado de tensões residuais nestes planos são menos
efetivas.
110
Figura 4.14 - Diagrama tensão vs. deformação de amostras do metal base, nas condições
como recebido, hidrogenado, com tratamento térmico e hidrogenado e com tratamento
térmico, pré-deformado e hidrogenado.
4.3.4.2. Zona de Fusão do tubo
Na condição como recebido, os resultados da zona de fusão (ZF) mostraram que
não houve alterações significativas nas propriedades mecânicas quando comparados com
os resultados obtidos com MB, como pode ser observado na Figura 4.15. Houve um
pequeno aumento no limite de escoamento e resistência à tração, e uma pequena redução
na deformação total à fratura, que pode ser explicado pelas diferenças microestruturais
apresentadas pela zona de fusão em relação ao metal base, principalmente em relação aos
tamanhos de grãos. A ductilidade da zona de fusão foi reduzida, possivelmente, devido
às alterações nos tamanhos dos grãos das microestruturas da zona termicamente afetada
e da linha de fusão da solda, provocada pelo ciclo térmico do processo de soldagem ERW,
111
apesar de apresentarem os mesmos microconstituintes. Este comportamento,
provavelmente, deve estar relacionado à natureza e magnitude das tensões residuais
presentes nestas regiões, como foi relatado por Mouanga et al (2010), estando de acordo
com os resultados obtidos nas análises de tensões residuais nestas amostras (Tabela 4.3).
Figura 4.15 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras do metal base e zona de fusão,
na condição como recebido.
Os ensaios de tração uniaxial realizados com amostras retiradas da zona de fusão
do tubo mostraram que a hidrogenação reduziu de forma significativa as propriedades
mecânicas do aço, em todas as condições de ensaio, como já haviam sido observadas nos
resultados obtidos com o metal base. A Tabela 4.9 mostra os resultados obtidos na zona
de fusão em todas condições de ensaio.
112
Tabela 4.9 - Propriedades mecânicas da zona de fusão (ZF).
Condição σLE (MPa) σLR (MPa) ε (%)
CR 540 ± 15 590 ± 5 30 ± 2
H 300 ± 20 570 ± 5 28 ± 2
TTAT 480 ± 10 560 ± 5 35 ± 2
TTAT-H 340 ± 5 510 ± 10 33 ± 2
TTAT-PD-H 420 ± 10 560 ± 10 22 ± 3
Os resultados encontrados nas amostras retiradas da zona de fusão (ZF), na
condição como recebido, mostram que as propriedades mecânicas do aço sofreram
alterações significativas com a presença do hidrogênio na rede cristalina do aço. O limite
de escoamento sofreu uma redução em cerca de 41 %, variou de 540 MPa para 300 MPa
e na resistência mecânica esta redução foi desprezível, passou de 590 MPa para 570 MPa.
Nestes corpos de prova não houve uma redução expressiva na deformação total à fratura,
como é mostrado na Figura 4.16.
O comportamento da zona de fusão do tubo em presença de hidrogênio pode ser
explicado pelas alterações microestruturais, devido ao ciclo térmico de soldagem do tubo,
que gerou tensões residuais, que pode ter contribuído para o aumento de concentração de
hidrogênio na rede cristalina e, consequentemente, para a degradação de suas
propriedades mecânicas do aço. O efeito do hidrogênio em microestruturas ferríticas e
perlíticas com diferentes tamanhos de grãos, ou seja, com a presença de granulações finas
e grosseiras, foi relato por Ghosh & Mondal (2013), onde os autores constataram um
aumento de concentração de hidrogênio monoatômico nas regiões de contornos de grãos
finos, que reduziu a resistência mecânica e ductilidade de aços de alta resistência e baixa
liga.
113
Figura 4.16 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras da zona de fusão, na condição
como recebido e hidrogenado.
A zona de fusão (ZF), na condição com tratamento térmico, ocorreu de forma
previsível, registrando um aumento na deformação total à fratura, em cerca de 16 %, uma
redução no limite de escoamento de 510 MPa para 480 MPa, na ordem de 6 % e no limite
de resistência em cerca de 5 %, o qual variou de 590 MPa para 560 MPa, quando
comparadas com os resultados obtidos na condição como recebido. Este efeito do
tratamento térmico pode ser atribuído à redução significativa da magnitude das tensões
residuais compressivas, conforme os resultados mostrados na Tabela 4.4. Entretanto, o
efeito da hidrogenação da zona de fusão, tratada termicamente, também, foi prejudicial
para suas propriedades mecânicas, quando comparados com a condição como recebido.
A presença de hidrogênio na rede cristalina reduziu o limite de escoamento de 510 MPa
para 340 MPa, que representa uma variação de 33 % e o limite de resistência foi 590 MPa
para 510 MPa, reduziu cerca de 8 %. Entretanto, ocorreu um aumento da deformação total
114
à fratura em cerca de 10 %, como pode ser visto na Figura 4.17. Este comportamento,
possivelmente, pode ser explicado pelo efeito da hidrogenação na magnitude das tensões
residuais compressivas, onde foi registrado um aumento significante destas tensões
(Tabela 4.4).
Figura 4.17 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras da zona de fusão, nas
condições como recebido, com tratamento térmico e com tratamento térmico e
hidrogenada.
A degradação das propriedades mecânicas da ZF tratada termicamente pela
presença de hidrogênio na rede cristalina do aço foi expressiva, conforme já havia
acontecido com o metal base na mesma condição (Figura 4.14), quando comparados com
os resultados obtidos com condição como recebido. Nesta condição, o limite de
escoamento sofreu uma redução significativa em cerca de 22 %, variou de 540 MPa para
420 MPa. O limite de resistência praticamente ficou inalterado com uma pequena redução
115
acentuada, cerca de 5 %, diminuiu de 590 MPa para 560 MPa. Porém, a deformação total
à fratura sofreu uma redução considerável em cerca de 27 %, conforme é mostrado na
Figura 4.18. Este efeito do hidrogênio, provavelmente, pode ser atribuído à deformação
plástica aplicada ao aço, que alterou de forma significativa a magnitude das tensões
residuais (Tabela 4.5) e que, consequentemente, contribuiu para o aumento de
concentração de hidrogênio na rede cristalina do aço. Este comportamento da zona de
fusão pode ser explicado pela literatura, conforme foi relatado por Zhu et al (2015) e
Wu et al (2015), onde os autores constataram que a presença de tensões e deformações
na rede cristalina do aço favorecem a permeação e o aumento de concentração de
hidrogênio, contribuindo desta forma para o processo de iniciação e crescimento de
trincas, o que fragiliza o material.
Figura 4.18 - Diagrama tensão vs. deformação: amostras da zona de fusão, nas
condições CR, com TTAT e com TTAT, pré-deformada e hidrogenada.
116
A condição com tratamento térmico de alívio de tensões, pré-deformada e
hidrogenada obteve o pior desempenho nos ensaios de tração quando comparado com os
resultados obtidos pela condição como recebido e outras condições que receberam
hidrogenação, conforme pode ser observado na Figura 4.19. Este resultado indica que o
aço previamente deformado, tanto de amostras retiradas do MB quanto da ZF do tubo,
quando submetido a cargas axiais externas, com valores acima do seu limite de
escoamento, e exposto ao fenômeno de difusão de hidrogênio por um determinado
período de tempo, pode sofrer um processo de degradação de suas propriedades
mecânicas e, consequentemente, a fragilização por hidrogênio, em conformidade com a
literatura, o que está coerente com os resultados de diversos autores, que relatam a
influência do hidrogênio nas propriedades mecânicas dos aços (Zhang et al, 2003; Viana,
2005; Tsay et al, 2001; Chatzidouros et al, 2011; Hardie et al, 2006; Arafin et al, 2011;
Lee et al, 2011).
Figura 4.19 - Diagrama tensão vs. deformação de amostras da zona de fusão, nas
condições CR, H, com TTAT e H, com TTAT, PD e H.
117
4.4. Caracterização Microestrutural
A análise microestrutural realizada nas amostras do metal base revelou uma
microestrutura composta por ferrita e perlita, com a presença de inclusões de óxidos e
carbetos precipitados nos contornos dos grãos, como pode ser visto na Figura 4.20(a). A
Figura 4.20(b) mostra a metalografia da superfície do metal base, sem ataque, onde foi
constatada a presença de inclusões de óxidos.
Figura 4.20 - Metalografia do metal base: (a) microestrutura; (b) superfície sem ataque
químico.
118
As análises realizadas na microestrutura da zona termicamente afetada e da zona
de fusão mostraram a presença das fases ferrítica e perlítica, com óxidos e carbetos
precipitados nos contornos de grãos, como mostrado nas Figuras 4.21. A Figura 4.21(a)
mostra que a microestrutura da ZTA apresentou tamanho de grão compatível com o metal
base, o que pode ser atribuído ao efeito do tratamento térmico de recozimento sofrido
pelo tubo de aço após o processo de soldagem. Entretanto, a Figura 4.21(b) mostra que a
microestrutura da zona de fusão apresentou uma pequena diferença no tamanho médio
dos grãos em relação ao metal base e zona termicamente afetada, ou seja, o que pode ser
explicado pelo ciclo térmico do processo de soldagem.
Figura 4.21 - Microestrutura da junta soldada: (a) ZTA; e (b) zona de fusão.
119
A caracterização dos grãos das microestruturas do MB, ZTA e ZF mostraram um
tamanho médio de grãos de 9,6, 9,7 e 10,0 μm, respectivamente, estando de acordo com
os parâmetros estabelecidos pela Norma API 5L (2000) para a fabricação de tubos pelo
processo ERW.
A presença de grãos finos pode indicar um aumento de resistência mecânica e
redução da ductilidade do aço em uma região especifica do aço, em virtude que grãos
menores possuem maior área total de contornos de grãos, que geram uma maior
desorientação cristalográfica e, consequentemente, restringem o movimento das
discordâncias. Segundo Ghosh & Mondal (2013), o processamento térmico de aço ARBL,
envolvendo refinamento de grãos, pode alterar tanto o volume como a superfície de um
aço ligado, e que estas alterações estão relacionadas com as mudanças de densidade de
contornos de grãos, orientação cristalográfica e tensões residuais. Segundo os mesmos
autores, estas alterações microestruturais têm impactos sobre o comportamento
eletroquímico do aço e, consequentemente, na susceptibilidade à corrosão uniforme e
localizada.
4.5. Análise Microestrutural das Superfícies de Fratura
4.5.1. Amostras Rompidas no Ensaio de Tenacidade ao Impacto Charpy
As análises microestruturais das superfícies de fratura por MEV realizadas em
corpos de prova metal de base, na condição como recebido, mostraram a superfície de
fratura com presença de microvazios, características de morfologia de fratura dúctil,
como pode ser visto na Figura 4.22.
120
Figura 4.22 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido,
ampliação de 2.000x.
Os corpos de prova do MB que receberam hidrogenação apresentaram superfície
de fratura com regiões mistas, com presença de superfície rugosa e microvazios,
alternando a morfologia de fratura dúctil, e outras regiões com a presença de quase
clivagem, que é morfologia característica de fratura frágil, e até mesmo a presença de
trincas, como pode ser visto nas micrografias apresentadas na Figura 4.23. Este
comportamento, provavelmente, pode ser atribuído à presença de hidrogênio
monoatômico na rede cristalina do aço, que segundo Olden et al (2012), gerou gás H2 e
aumentou a pressão local que, consequentemente, permitiu um aumento de plasticidade
e facilitou o movimento das discordâncias.
121
Figura 4.23 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido e
hidrogenado: (a) ampliação de 30x e (b) ampliação de 2.500x.
A morfologia de fratura dos corpos de prova do metal base que foram tratadas
termicamente e hidrogenadas, apresentou características de fratura do modo dúctil e
frágil, ou seja, com regiões mistas. Morfologias de fratura de modo frágil, com presença
de quase clivagem e trincas, e regiões com características dúcteis, onde foi constatada a
presença de microvazios, se alternaram, como pode ser observado na micrografia
mostrada na Figura 4.24. Como já havia acontecido com a condição como recebido, o
aumento de concentração de hidrogênio nos corpos de prova tratados termicamente deve
122
ter gerado um amolecimento do aço (Figura 4.10), que de acordo com Lunarska &
Mikeladze (1997) é provocado pela facilitação do movimento de discordâncias, devido
ao aumento de plasticidade local gerado pela pressão do gás H2 em torno de defeitos
cristalinos pré-existente na estrutura do aço.
Figura 4.24 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido
com tratamento térmico e hidrogenado: (a) ampliação de 30x e (b) ampliação de 2.000x.
Os resultados das análises da superfície de fratura das amostras retiradas da zona
de fusão, na condição como recebido, mostraram a presença de regiões com microvazios,
123
característica de fratura dúctil, como é mostrado na Figura 4.25(b). Esta análise
corroborou o que já havia sido constatado nos resultados obtidos em ensaios de
tenacidade, mostrados na Tabela 4.7, onde foi observado um aumento de energia
absorvida no impacto em relação ao MB.
Figura 4.25 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição CR: (a) ampliação
de 30x e (b) ampliação de 200x.
124
A análise por MEV da superfície de fratura de amostras da zona de fusão do tubo,
revelou que a hidrogenação promoveu o predomínio de regiões de quase clivagem, até
mesmo a presença de trincas, caracterizando morfologia de fratura frágil, como pode ser
visto na Figura 4.26. Estas micrografias confirmaram a redução da tenacidade do aço
(Figura 4.10), o que segundo Lee et al (2011), provavelmente, pode estar relacionada ao
aumento de concentração de hidrogênio na região de contornos de grãos dos
microconstituintes de ferrita e perlita, que permitiram a recombinação do hidrogênio
monoatômico gerando gás H2, que deu início ao processo de micromecanismo de
decoesão atômica.
Figura 4.26 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição CR e H: (a)
ampliação de 50x e (b) ampliação de 200x.
125
As micrografias das superfícies de fratura das amostras retiradas da zona de fusão
do tubo que foram tratadas termicamente e hidrogenadas, mostraram que a hidrogenação
produziu regiões de quase clivagem na superfície de fratura, que é morfologia de fratura
de modo frágil, até mesmo com a presença de trincas, como pode ser visto na Figura 4.27.
Como já havia ocorrido na condição como recebido, estas micrografias mostraram que
hidrogenação reduziu a tenacidade do aço (Tabela 4.7), que provavelmente, de acordo
com Liang et al (2009), pode ser atribuído ao aumento de concentração de hidrogênio na
rede cristalina.
Figura 4.27 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição como recebido
com tratamento térmico e hidrogenado: (a) ampliação de 13x e (b) ampliação de 200x.
126
4.5.2. Amostras Rompidas no Ensaio de Tração Uniaxial
As análises das superfícies de fratura das amostras do metal de base rompidas por
tração uniaxial, revelaram morfologia de fratura de modo dúctil, com presença de
microvazios, com pode ser visto na Figura 4.28. Estás análises comprovaram a
ductilidade do aço, conforme os resultados mostrados na Tabela 4.8.
Figura 4.28 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido:
(a) ampliação de 35x e (b) ampliação de 2.000x.
As micrografias das superfícies de fratura das amostras retiradas do metal base do
tubo que foram hidrogenadas mostraram regiões mistas, com a presença de regiões com
microvazios e regiões de quase clivagem, que é uma evidência de morfologia de fratura
de modo frágil, até mesmo com a presença de trincas, como pode ser visto na Figura 4.29.
Estas micrografias confirmaram o comportamento mecânico do aço em presença do
hidrogênio, onde houve redução tanto do limite de escoamento quanto do limite de
resistência, como foi evidenciado na Figura 4.11. Este comportamento, segundo
Olden et al (2012) pode ser explicado pela presença do hidrogênio na rede cristalina que
127
provoca o mecanismo de decoesão das ligações atômicas, devido ao aumento de pressão
local.
Figura 4.29 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição recebido e
hidrogenado: (a) ampliação de 30x e (b) ampliação de 1.200x.
As micrografias das superfícies de fratura das amostras do metal base que foram
tratadas termicamente e hidrogenadas revelaram regiões mistas, com a presença de
microvazios, morfologia de fratura de modo dúctil, e regiões predominantes de quase
clivagem, morfologia de modo frágil, como pode ser observado na Figura 4.30. Estas
128
análises mostraram que o hidrogênio degradou as propriedades mecânicas do aço,
conforme foi constatado nos resultados mostrados na Tabela 4.8. Segundo Ghosh &
Mondal (2013), este comportamento pode estar relacionado ao aumento de densidade de
discordâncias provocado pela presença de hidrogênio na rede cristalina do aço.
Figura 4.30 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido,
com tratamento térmico e hidrogenado: (a) ampliação de 35x e (b) ampliação de 1.500x.
As análises das superfícies de fratura das amostras do metal base que foram
tratadas termicamente, pré-deformadas e hidrogenadas, revelaram a presença de regiões
129
com morfologia de fratura frágil, com o predomínio de regiões de quase clivagem e
trincas, como pode ser observado na Figura 4.31. As micrografias estão plenamente de
acordo com os resultados obtidos nos ensaios mecânicos de tração (Figura 4.13), onde as
propriedades mecânicas foram degradadas pela presença do hidrogênio na rede cristalina,
o que pode ser explicado, segundo Zhang et al (2003), pelo aumento de concentração de
hidrogênio proporcionado pela deformação plástica previamente sofrida pelo aço.
Figura 4.31 - Micrografia da superfície de fratura do MB, na condição como recebido
com tratamento térmico, pré-deformada e hidrogenado: (a) ampliação de 35x e
(b) ampliação de 2.000x.
130
As Figuras 4.32(a) e (b) mostram as micrografias das superfícies de fratura do
corpo de prova da zona de fusão, na condição como recebido, com as características de
fratura de modo dúctil, com a presença de regiões com microvazios. Estas análises
constataram um comportamento dúctil da zona de fusão, apesar de apresentar uma
redução na deformação total à fratura em relação ao metal base, como foi mostrado nas
Tabela 4.8 e 4.9.
Figura 4.32 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição como recebido:
(a) ampliação de 50x e (b) ampliação de 1.000x.
131
As micrografias da superfície de fratura de amostras da zona de fusão, na condição
hidrogenada, revelaram a presença de regiões de quase clivagem e trincas, com
característica de fratura modo frágil, como é mostrado na Figura 4.33. Estas análises
confirmaram uma alteração no comportamento mecânico do aço na presença de
hidrogênio, onde foi evidenciado uma redução em suas propriedades mecânicas,
conforme foi mostrado na Figura 4.16. Este comportamento, provavelmente, pode ser
atribuído ao aumento de concentração de hidrogênio em defeitos cristalinos e inclusões
não metálicas, como já havia sido constatado por Chatzidouros et al (2011).
Figura 4.33 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição como recebido e
hidrogenada: (a) ampliação de 30x e (b) ampliação de 1.000x.
132
Nas amostras da ZF que foram tratadas termicamente e hidrogenadas, as análises
das superfícies de fratura revelaram a presença regiões mistas. As micrografias mostraram
a presença de região com características de fratura de modo dúctil, com presença de
microvazios, e região com a presença de quase clivagem, características de fratura de
modo frágil, como pode ser visto na Figura 4.34. Estas micrografias comprovaram o
efeito do hidrogênio nas propriedades mecânicas do aço, evidenciadas pela redução do
limite de escoamento e resistência, como foi mostrado na Tabela 4.9. Toribio et al (2011)
atribuem este comportamento às alterações microestruturais sofridas pelo aço, que são
responsáveis pelo aumento de solubilidade e absorção de hidrogênio pela rede cristalina.
Figura 4.34 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição TTAT e H:
(a) ampliação de 60x e (b) ampliação de 1.000x.
133
As análises das superfícies de fratura das amostras da zona de fusão que foram
tratadas termicamente, pré-deformadas e hidrogenadas mostraram o predomínio de
regiões de quase clivagem na superfície de fratura e presença de trincas, como é mostrado
na Figura 4.35. As micrografias confirmaram o efeito deletério do hidrogênio no
comportamento mecânico do aço, como foi constatado na Figura 4.18, coerente com os
resultados de segundo Olden et al (2012), que atribuem a uma combinação crítica de
tensão, deformação e concentração de hidrogênio na rede cristalina do aço.
Figura 4.35 - Micrografia da superfície de fratura da ZF, na condição TTAT, PD e H:
(a) ampliação de 35x e (b) ampliação de 1.000x.
134
4.5.3 Análises das superfícies de fratura das amostras por EDS
Os resultados das análises das superfícies de fratura de amostras hidrogenadas por
EDS, tanto no metal base como na zona de fusão, mostraram a presença de inclusões não
metálicas tais como sódio, cloro, cálcio e potássio, como é mostrado na Figura 4.36, o
que pode ter contribuído para a fragilização do aço, já que elas funcionam como sítios de
aprisionamento de hidrogênio. A presença de inclusões na rede cristalina do aço pode
dificultar o mecanismo de difusão do hidrogênio. Alguns autores relatam que as inclusões
podem aumentar ou diminuir a facilidade do hidrogênio monoatômico em solubilizar ou
difundir em materiais metálicos em temperatura ambiente e que estas inclusões podem
atuar também como importantes armadilhas para o hidrogênio e aumentar sua
concentração em sua vizinhança, mesmo na ausência de tensões externas. (Bueno et al,
2009; Chatzidouros et al 2011).
Figura 4.36 - EDS das superfícies de fratura de amostras hidrogenadas: (a) metal base e
(b) zona de fusão.
135
Capítulo 5
Conclusões
Os resultados do presente trabalho que tem como objetivo estudar o
comportamento mecânico, as tensões residuais e as propriedades microestruturais de
juntas soldadas por resistência elétrica de aço API 5L X65, permitem as seguintes
conclusões:
1) A hidrogenação causou alterações nas tensões residuais pré-existentes nas
amostras, em todas as condições testadas. No metal base e na zona de fusão, a
hidrogenação aumentou a magnitude das tensões residuais longitudinais, sem,
entretanto, alterar a natureza delas. Na direção transversal, ao contrário, a
hidrogenação aumentou a intensidade das tensões residuais do metal base, e
alterou de compressivas para trativas as tensões residuais da zona de fusão.
2) A hidrogenação provocou alterações significativas na tenacidade ao impacto
Charpy, tanto no metal base como na zona fusão, o que pode estar relacionado
com as alterações produzidas nas tensões residuais. No metal base, o aumento
provocado não foi muito relevante, mas na zona de fusão a hidrogenação causou
136
uma redução significativa na energia absorvida, sem que a mesma tenha sido
recuperada pelo tratamento térmico.
3) Com a hidrogenação, as propriedades mecânicas do metal base e da zona de fusão
foram degradadas. Nos corpos de prova de tração com tratamento térmico e pré-
deformados, o efeito da hidrogenação foi mais deletério porque reduziu de forma
significativa os limites de escoamento, de resistência e a deformação total à
fratura. A hidrogenação também provocou um aumento na dureza do metal base.
4) As micrografias das superfícies de fratura dos corpos de prova de impacto Charpy
e tração uniaxial do metal base e da zona de fusão mostraram que a hidrogenação
provocou a fragilização do aço, com o surgimento de regiões mistas, contendo
microvazios, características de fratura dúctil, e regiões de quase clivagem, que é
morfologia do modo frágil. O efeito do hidrogênio foi mais severo no metal base
e zona de fusão, tratado termicamente e pré-deformado, rompido por tração
uniaxial, que apresentou morfologia de quase clivagem, típica de fratura frágil.
137
Capítulo 6
Sugestões para trabalhos futuros
A fim de dar continuidade ao presente trabalho, algumas sugestões são apresentadas para
trabalhos futuros:
1) Estudar o efeito da hidrogenação no comportamento das tensões residuais
em aços API 5L ao longo do tempo de dessorção do hidrogênio da rede
cristalina e correlacionar este efeito com as microestruturas martensítica,
bainítica e perlítica presentes nas classes destes aços.
2) Relacionar o efeito da hidrogenação com tensões residuais e propriedades
mecânicas de juntas soldadas de aços API 5L por diferentes processos
(SAW e ERW).
138
Capítulo 7
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