influÊncia da porcentagem de ferro na resistÊncia a

UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM

ENGENHARIA DE MATERIAIS E NANOTECNOLOGIA

ALEXANDRE BORGHI CUNHA

INFLUÊNCIA DA PORCENTAGEM DE FERRO NA

RESISTÊNCIA A CORROSÃO DE REVESTIMENTO

DEPOSITADO POR SOLDAGEM DE LIGA DE INCONEL 625

SOBRE AÇO CARBONO

São Paulo

2020





SOBRE AÇO CARBONO

Dissertação de Mestrado apresentado ao Programa

de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais e

Nanotecnologia da Universidade Presbiteriana

Mackenzie, como requisito à obtenção do grau de

Mestre em Engenharia de Materiais e

Nanotecnologia

Orientador: Prof. Dr. Jan Vatavuk

São Paulo

2020

C972i Cunha, Alexandre Borghi Influência da porcentagem de ferro na resistência a corrosão de

revestimento depositado por soldagem de liga de Inconel 625 Sobre Aço

Carbono. / Alexandre Borghi Cunha - São Paulo, 2020

96 f. : il. ; 30 cm Dissertação (Mestrado em Engenharia de Materiais e Nanotecnologia) –

Universidade Presbiteriana Mackenzie, São Paulo, 2020. Orientador: Jan Vatavuk Bibliografia: f. 91-96

1. Inconel 625 2.Overlay 3.Revestimento 4.Corrosăo 5.MIG-MAG

6.Soldagem. I. Vatavuk, Jan, orientador. II. Título. CDD 620.5

Bibliotecária Responsável : Maria Gabriela Brandi Teixeira – CRB 8/6339

Folha de Identificação da Agência de Financiamento

Autor: Alexandre Borghi Cunha

Programa de Pós-Graduação Stricto Sensu em Engenharia de Materiais e Nanotecnologia

Título do Trabalho: Influência da porcentagem de ferro na resistência a corrosão de revestimento

depositado por soldagem de liga inconel 625 sobre aço carbono

O presente trabalho foi realizado com o apoio de 1:

CAPES - Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior

CNPq - Conselho Nacional de Desenvolvimento Científico e Tecnológico

FAPESP - Fundação de Amparo à Pesquisa do Estado de São Paulo

Instituto Presbiteriano Mackenzie/Isenção integral de Mensalidades e Taxas

MACKPESQUISA - Fundo Mackenzie de Pesquisa

Empresa/Indústria:

Outro:

1 Observação: caso tenha usufruído mais de um apoio ou benefício, selecione-os.





SOBRE AÇO CARBONO

Dissertação de Mestrado apresentado ao

Programa de Pós-Graduação em Engenharia de

Materiais e Nanotecnologia da Universidade

Presbiteriana Mackenzie, como requisito à

obtenção do grau de Mestre em Engenharia de

Materiais e Nanotecnologia

Aprovado em:

BANCA EXAMINADORA

Prof. Dr. Jan Vatavuk – Orientador

Universidade Presbiteriana Mackenzie

Prof. Dr. Marcos Massi

Universidade Presbiteriana Mackenzie

Prof. Dr. Arnaldo Homobono P. de Andrade

Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares (IPEN)

AGRADECIMENTOS

Ao Prof. Dr. Jan Vatavuk pela orientação e conhecimentos transmitidos durante

o decorrer e conclusão do curso.

A todos os professores da Universidade Presbiteriana Mackenzie pelos

ensinamentos em salas de aula.

A minha esposa Aline Fenner pelo incentivo e paciência no decorrer do curso.

A minha família pelo incentivo no decorrer do curso.

Ao CAPES pelo apoio financeiro.

A Empresa Kelvion Intercambiadores por disponibilizar os materiais para o

desenvolvimento do trabalho.

Ao laboratório TM Service pelo apoio nos ensaios de corrosão e micrografia.

Ao Prof. Ms. Everaldo Vitor pelo suporte nos ensaios micrográficos.

A Nayara Souza de Oliveira e André Arakaki do Laboratório do SENAI Osasco

pelo suporte no ensaio Micrográfico.

RESUMO

Este trabalho tem como objetivo a avaliação da resistência a corrosão de corpos

de prova com revestimento metálico depositado por meio de soldagem no processo MIG com

liga de Inconel 625 (ERNiCrMo-3) com percentuais de ferro na última camada do revestimento

variando entre 5%, 8%, 15% e 20%. Foram realizados ensaios de corrosão conforme norma

ASTM G-48, método A, tendo como critério de aceitação a norma NORSOK M-601 com

temperatura de ensaio de 50°C e tempo de 24 horas como solicitado em especificações técnicas

de fabricação, em cada corpo de prova com diferentes percentuais de ferro, a fim de verificar

qual limite máximo de ferro que não afetará as propriedades de resistência à corrosão da liga.

O percentual de ferro foi avaliado por meio de análise química nos corpos de prova antes do

ensaio de corrosão. A análise metalográfica indicou uma estrutura dendrítica com espaçamento

de ramos secundários relativamente pequeno, em função da taxa de resfriamento elevada no

processo de solidificação imposta pelo processo de deposição de soldagem. As regiões

interdendríticas indicavam a precipitação de fases que segundo a revisão bibliográfica, podem

colaborar com o processo de corrosão. Após o ensaio de corrosão foi realizada análise da

topografia decorrente do ataque químico com objetivo de verificar de presença de pite, e

caracterizar esta região por microscopia eletrônica de varredura. Observou-se a presença de

fases secundarias nos contornos das dendrítas nesta liga de Inconel 625. A corrosão pela

formação de pite só começou a ser percebida para o maior teor de ferro (20%), indicando que

as exigências em termos de normas para estes revestimentos são bastante conservativas nestas

condições de ensaio.

Palavras-chave: Inconel 625. Overlay. Revestimento. Corrosão. MIG-MAG. Soldagem.

ABSTRACT

This work aims to evaluate the corrosion resistance of specimens with metallic

welding overlay in the MIG process with Inconel 625 alloy (ERNiCrMo-3) with iron

percentages in the last layer of the overlay varying among 5%, 8%, 15% and 20%. Corrosion

tests were carried out according to ASTM G-48, method A, having as acceptance criterion the

NORSOK M-601 standard with test temperature of 50°C and time of 24 hours, as applied in

manufacturing techniques, each sample of tests with different percentages of iron, in order to

check which iron limit will not affect the corrosion resistance properties of the alloy. The

percentage of iron was evaluated by means of chemical analysis in the specimens before the

corrosion test. The metallographic analysis indicated a dendritic structure with relatively small

secondary branch spacing, due to the high cooling rate in the solidification process imposed by

the welding deposition process. The interdendritic regions indicated the precipitation of phases

that, according to the bibliographic review, can collaborate with the corrosion process. After

the corrosion test, an analysis of the topography resulting from the chemical attack was carried

out in order to verify the presence of pitting, and to characterize this region by Scanning

Electron Microscopy (SEM). The presence of secondary phases was observed in the boundary

of the dendrites in this alloy of Inconel 625. Corrosion due to pitting formation only began to

be noticed for the highest iron content (20%), indicating that the requirements in terms of

standards for these overlay it is quite conservative in these test conditions.

Keywords: Inconel 625. Overlay. Coating. Corrosion. MIG-MAG. Welding.

LISTA DE ILUSTRAÇÕES

Figura 1: (a) Estrutura cúbica de corpo centrado, (b) Estrutura cúbica de face centrada ......... 17

Figura 2: Diagrama de Equilíbrio de fase Fe-Fe3C ................................................................. 18

Figura 3: Seção transversal de vareta sólida AISI 1010 normalizada. Ferríta e perlíta

(aproximadamente 10% em volume). ....................................................................................... 19

Figura 4: Típicas curvas de indução normais de amostras de ferro, níquel e cobalto .............. 22

Figura 5: Elementos de liga usados nas superligas à base de níquel, a altura dos blocos dos

elementos indica a quantidade que pode estar presente, elementos benéficos são marcados com

hachura cruzada e poucos elementos prejudiciais são marcados com hachura de linha horizontal

.................................................................................................................................................. 27

Figura 6: Modificação da estrutura cristalina por átomo de tamanho menor ........................... 28

Figura 7: Modificação da estrutura cristalina por átomo de tamanho maior ............................ 29

Figura 8: Morfologia de y’ de um Ni-Al-Mo ........................................................................... 34

Figura 9: Morfologia característica de γ’’ ................................................................................ 35

Figura 10: Morfologia da fase δ ............................................................................................... 36

Figura 11: Os precipitados de contorno de grão coalesceram e a matriz média contém agulha

como a fase η (Ni3Ti) ............................................................................................................... 37

Figura 12: Morfologia da fase TCP - Laves ............................................................................. 38

Figura 13: Morfologia da fase TCP - σ .................................................................................... 38

Figura 14: Morfologia da fase TCP - P .................................................................................... 39

Figura 15: Típica fase MC ........................................................................................................ 40

Figura 16: Morfologia de Carbonetos ...................................................................................... 41

Figura 17: Micrografia da liga Inconel 625 .............................................................................. 45

Figura 18: Mapeamento químico elementar obtido por microscopia eletrônica de varredura /

Espectroscopia por Dispersão de Energia de Raios-X ............................................................. 46

Figura 19: Distribuição de linha de elementos químicos no revestimento de solda: a)

micrografias MEV da solda de revestimento. Os pontos indicam os espaços interdendríticos; b)

diagrama ................................................................................................................................... 47

Figura 20: Composição química do núcleo da dendrita e interdendrítica no metal depositado

por solda de Inconel 625 (% em peso). .................................................................................... 48

Figura 21: Propriedades de tração à temperatura elevada de uma barra de Inconel 718 laminado

a quente, recozido e envelhecido de 13 mm de diâmetro ......................................................... 49

Figura 22: Estrutura típica da liga Inconel 718 ........................................................................ 50

Figura 23: Esquema dos contornos observados em metais de solda que solidificam como

austeníta .................................................................................................................................... 52

Figura 24: Fase P localizada em regiões interdendríticas e a distribuição de alguns elementos

na zona de fusão com o mapeamento químico da região mostrada .......................................... 54

Figura 25: Seção isotérmica de Ni-Cr-Mo à 1250°C ............................................................... 55

Figura 26: Seção isotérmica de Ni-Cr-Mo à 1200°C ............................................................... 55

Figura 27: Seção isotérmica de Ni-Cr-Mo à 600°C ................................................................. 56

Figura 28: Exemplo de fase σ (a) e (b) fase P (c) e (d), observados na zona de fusão de uma liga

Ni-Cr-Mo .................................................................................................................................. 56

Figura 29: Taxa de deposição de kg/h em processos de soldagem para obtenção de revestimento

tipo overlay ............................................................................................................................... 60

Figura 30: Processo auto catalítico iniciado a partir de um ponto por corrosão por pite em

ambientes ricos em cloretos ...................................................................................................... 62

Figura 31: Presença de Ferríta e Perlíta da Chapa SA-516 Gr. 70 com 75% de ferríta (Partes

claras) e 25% de perlíta (partes escuras) em volume................................................................ 66

Figura 32: Sobreposição dos cordões de soldagem .................................................................. 68

Figura 33: Sobreposição de uma camada de revestimento por soldagem ................................ 69

Figura 34: Sobreposição de uma camada de revestimento por soldagem com remoção completa

da primeira camada ................................................................................................................... 70

Figura 35: Sobreposição de duas camadas de revestimento por soldagem com remoção

completa da primeira e segunda camada .................................................................................. 71

Figura 36 – Localização dos pontos da análise química .......................................................... 76

Figura 37: Micrografia dos corpos de prova, a) Micrografia corpo de prova 1; b) Micrografia

corpo de prova 2; c) Micrografia corpo de prova 3; d) Micrografia corpo de prova 4. ........... 80

Figura 38: Análise da superfície do corpo de prova 1 por estéreo microscópio – 20x ............ 82

Figura 39: Presença de pite com pequenas dimensões na superfície do revestimento do corpo

de prova 1 após ensaio de corrosão ASTM G48 método A com temperatura de 50°C e tempo

de 24 horas de imersão ............................................................................................................. 82

Figura 40: Presença de pite ampliada na superfície do revestimento do corpo de prova 1 ...... 83

Figura 41: Imagem do corpo de prova 1 apresentando precipitados secundários nas regiões

interdendríticas ......................................................................................................................... 85

Figura 42 - Mapeamento químico por cores do elemento Cr do corpo de prova 1 .................. 87

Figura 43 - Mapeamento químico por cores do elemento Ni do corpo de prova 1 .................. 88

Figura 44 - Mapeamento químico por cores do elemento Mo do corpo de prova 1 ................ 88

Figura 45 - Mapeamento químico por cores do elemento Nb do corpo de prova 1 ................. 89

Figura 46 - Mapeamento químico por cores do elemento Fe do corpo de prova 1 .................. 89

Foto 1: Equipamentos para o processo MIG/MAG. ................................................................. 58

Foto 2: Superfície preparada por lixamento para soldagem da chapa SA-516 Gr. 70 ............. 65

Foto 3: Ajustes de parâmetros de soldagem do revestimento .................................................. 67

Foto 4: Corpo de prova 1 .......................................................................................................... 69




Foto 8: Microscópio utilizado na análise microestrutural ........................................................ 74

Foto 9: MEV/EDS – TM300 .................................................................................................... 75

Foto 10: Estéreo microscópio - Insize ...................................................................................... 75

LISTA DE TABELAS

Tabela 1: Propriedades mecânicas do níquel puro recozido..................................................... 22

Tabela 2: Consumo mundial de níquel ..................................................................................... 23

Tabela 3: Papel dos elementos de liga em superligas a base de níquel .................................... 26

Tabela 4: Resumo dos diâmetros atômicos aproximados e dados de solubilidade para vários

elementos em Ni a 1000ºC. ...................................................................................................... 30

Tabela 5: Parâmetros de soldagem ........................................................................................... 67

Tabela 6: Resultado análise química dos corpos de prova ....................................................... 77

Tabela 7: Composição química da região interdendrítica e centro das dendrítas do corpo de

prova 1 ...................................................................................................................................... 86


prova 2 ...................................................................................................................................... 86


prova 3 ...................................................................................................................................... 86


prova 4 ...................................................................................................................................... 86

SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO .................................................................................. 13

2 REFERENCIAL TEÓRICO ............................................................. 16

2.1 AÇO ................................................................................................................... 16

2.1.1 Definição de aço ........................................................................................................ 16

2.1.2 Estrutura dos aços .................................................................................................... 16

2.1.3 Classificação dos aços ............................................................................................... 19

2.1.4 Processos de fabricação............................................................................................ 20

2.1.5 Aço carbono SA-516 Gr. 70 ..................................................................................... 20

2.2 NÍQUEL............................................................................................................. 21

2.2.1 História do níquel ..................................................................................................... 21

2.2.2 Propriedades físicas .................................................................................................. 21

2.2.3 Propriedades mecânicas........................................................................................... 22

2.2.4 Estrutura do níquel .................................................................................................. 23

2.2.5 Utilização do níquel .................................................................................................. 24

2.2.6 Níquel e ligas a base de níquel ................................................................................. 24

2.2.7 Superliga a base de níquel ....................................................................................... 25

2.2.8 Classificações das superligas de níquel ................................................................... 27

2.2.8.1 Ligas de níquel com aumento de resistência por solução sólida ................................ 28

2.2.8.2 Ligas de níquel com aumento de resistência por precipitação ................................... 31

2.2.9 Fases precipitadas nas ligas a base de níquel ......................................................... 32

2.2.9.1 Fase gama γ ................................................................................................................ 33

2.2.9.2 Fase gama linha γ’ ...................................................................................................... 33

2.2.9.3 Fase gama duas linhas γ’’ ........................................................................................... 34

2.2.9.4 Fase δ .......................................................................................................................... 35

2.2.9.5 Fase ɳ .......................................................................................................................... 36

2.2.9.6 Fases TCP ................................................................................................................... 37

2.2.9.7 Boretos........................................................................................................................ 39

2.2.9.8 Nitretos ....................................................................................................................... 40

2.2.9.9 Carbonetos .................................................................................................................. 40

2.2.10 Influência dos elementos de liga na liga a base de níquel ..................................... 41

2.2.11 Inconel 625 ................................................................................................................ 44

2.2.12 Caracterização da microestrutura da liga de Inconel 625 .................................... 45

2.2.13 Inconel 718 ................................................................................................................ 48

2.2.14 Arame ERNiCrMo-3 ................................................................................................ 50

2.2.15 Soldagem das ligas de níquel com aumento de resistência por solução sólida ... 51

2.2.15.1 Segregação durante a solidificação ............................................................................ 53

2.2.16 Diagrama de fase ternário de Ni-Cr-Mo ................................................................ 54

2.3 SOLDAGEM PELO PROCESSO MIG/MAG (GMAW) ................................ 57

2.3.1 Fundamentos ............................................................................................................. 57

2.3.2 Equipamentos ........................................................................................................... 58

2.3.3 Aplicações industriais............................................................................................... 58

2.4 CLAD ................................................................................................................. 59

2.4.1 Definição de Clad...................................................................................................... 59

2.4.2 Classificação do Clad ............................................................................................... 59

2.4.3 Vantagens .................................................................................................................. 60

2.5 CORROSÃO...................................................................................................... 61

2.5.1 Corrosão em ligas de Inconel 625 ........................................................................... 61

3 METODOLOGIA .............................................................................. 64

3.1 MATERIAIS E MÉTODOS ............................................................................. 64

3.1.1 Etapa 1 - Preparação dos materiais ........................................................................ 65

3.1.2 Etapa 2 - Ajustes dos parâmetros de soldagem ..................................................... 66

3.1.3 Etapa 3 - Soldagem dos corpos de prova ................................................................ 68

3.1.4 Etapa 4 - Análise química ........................................................................................ 73

3.1.5 Etapa 5 - Análise da microsestrutura após soldagem ........................................... 73

3.1.6 Etapa 6 - Ensaio de corrosão ................................................................................... 74

3.1.7 Etapa 7 - Análise da presença de pite na superfície do revestimento .................. 75

3.1.8 Etapa 8 - Caracterização metalúrgica da região submetida ao ataque corrosivo

.....................................................................................................................................75

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO ........................................................ 76

4.1 ETAPA 2 E 3 – AJUSTES DOS PARÂMETROS DE SOLDAGEM E

SOLDAGEM DOS CORPOS DE PROVA ................................................................... 76

4.2 ETAPA 4 – ANÁLISE QUÍMICA ................................................................... 76

4.3 ETAPA 5 - ANÁLISE DA MICROESTRUTURA APÓS SOLDAGEM ....... 80

4.4 ETAPA 6 E 7 - ENSAIOS DE CORROSÃO E ANÁLISE DA PRESENÇA DE

PITE NA SUPERFICIE DO REVESTIMENTO ........................................................... 81

4.5 ETAPA 8 CARACTERIZAÇÃO METALÚRGICA DA REGIÃO

SUBMETIDA AO ATAQUE CORROSIVO. ............................................................... 84

5 CONCLUSÕES .................................................................................. 90

REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS .......................................................... 91

13

1 INTRODUÇÃO

Com os avanços nas explorações de petróleo e gás natural em alto mar, cada vez

mais é necessário o desenvolvimento de ligas que suportem as severas condições de exploração

como: resistência mecânica, resistência a corrosão e oxidação em temperaturas acima de 500°C.

(KIM, 2015, CASILLAS, 2011; RICCOMINI, 2012). As novas descobertas de reservas de

petróleo em águas profundas como o Pré-sal trouxeram a necessidade do desenvolvimento de

materiais que suportassem as condições severas dessa exploração em águas com profundidade

de até 3 mil metros de camadas de sal e sedimentos com até 5 mil metros de profundidade

(SEABRA et al., 2015b; ALVEZ, 2009).

O contato com os fluidos exige resistência a corrosão das ligas devido a presença

de agentes corrosivos como H2S e dióxido de carbono dissolvidos em água (H2O). O grande

desafio para a tecnologia é viabilizar a extração do petróleo nessas condições e o principal deles

são materiais resistentes a corrosão (SILVA et al., 2012; CASILLAS, 2011).

As ligas a base de níquel foram os materiais mais estudados para essas

aplicações, pois tem excelente resistência a corrosão, resistência mecânica em alta temperatura

e resistência a oxidação em temperaturas acima de 500°C (LIU et al., 2015; ASM, 2000).

Uma das limitações da utilização dessas ligas é o alto custo do níquel em relação

ao aço carbono, o que torna a utilização de materiais maciços inviável. Porém o uso de ligas a

base de níquel garante uma maior integridade dos equipamentos aumentando sua vida útil,

qualidade, integridade e menor índice de reparos (CARVALHO, 2015; SILVA et al., 2012).

Para viabilizar a utilização de ligas a base de níquel, o clad tem sido um dos

métodos mais usados para essas aplicações, uma vez que o metal de base de menor custo em

torno de R$ 3,40 o kg é responsável pelas características mecânicas e uma aplicação de camada

fina de revestimento de liga de níquel com custo em torno de R$ 280,00 o kg é utilizado para

resistência a corrosão, tornando assim uma boa opção para melhorar o custo benéfico na

aplicação dessas ligas (ROZMUS-GÓRNIKOWSKA, 2017; SMITH, 2012).

Há diversos processos de soldagem que são utilizados para aplicação de

revestimento. A seleção do processo mais adequado para o componente vai depender de

variados fatores como o tipo do metal de base, geometria do componente, relação custo-

benefício e custo dos materiais consumíveis (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011; SMITH,

2012).

14

Dentre os processos de soldagem utilizados destaca-se o MIG/MAG (GMAW),

pois obtém uma boa produtividade e um custo relativamente baixo comparado com outros

processos de soldagem como Eletroescória, e não gera uma ZTA (Zona termicamente afetada)

muito prejudicial ao clad com excessivo aumento de dureza. Para o revestimento ser

considerado adequado para as aplicações resistentes a corrosão, ele deve apresentar as

características químicas iguais a do material consumível utilizado na soldagem

(SUBRAMANIAN et al., 2019; FREI, 2016; SANDES, 2016).

Como no processo de soldagem existe o fator de diluição, as primeiras camadas

do revestimento ainda apresentaram alguns elementos do metal de base que podem ser sensíveis

a corrosão como o ferro que é altamente oxidante. Entre o metal de base e mistura total do

revestimento há uma zona de transição, chamada de zona parcialmente misturada (ROZMUS-

GÓRNIKOWSKA, 2017; PETROBRAS, 2014; PESSOA et al., 2010b).

A taxa de diluição na zona de solda é também um importante fator na soldagem

de revestimento, quando utiliza processos de soldagem com alta taxa de diluição a composição

da zona soldada causa mudança na composição química que impacta na resistência a corrosão

do clad (KIM, 2015).

Nas normas técnicas de critérios de aceitação para análise química de

revestimentos por soldagem como a API 582 (Welding Guidelines for the Chemical, Oil, and

Gas Industries e a Norma Petrobras N-1707), limitam o percentual de ferro nas camadas finais

do revestimento, como a diluição é inerente do processo de soldagem, o controle do percentual

de ferro na última camada se torna mais difícil quando é necessário revestimento em camadas

finas, até 3mm de espessura (API, 2014; PETROBRAS, 2014).

Pesquisas realizadas nas bases de WEB OF SCIENCE, SCOPUS e

ENGINEERING VILLAGE, entre os anos de 2010 a 2020, não obtiveram êxito quanto ao tema

do trabalho.

Este trabalho tem como objetivo geral avaliar da resistência à corrosão nos

revestimentos de ligas a base de níquel (Inconel 625) com diferentes percentuais de ferro da

última camada do revestimento depositado por soldagem pelo processo MIG em chapas de aço

carbono tipo SA-516 Gr.70.

15

Os objetivos específicos que serão estudados neste trabalho são:

Identificar a composição química das amostras;

Realizar ensaio de corrosão conforme norma ASTM G-48, método A, tendo como

critério de aceitação a norma NORSOK M-601 com temperatura de ensaio de 50°C e

tempo de 24 horas em corpos de prova; com percentuais de ferro entre 5%, 8%, 15% e

20%;

Analisar presença de Pite na face do revestimento das amostras;

Verificar as fases precipitadas na face dos revestimentos por meio de MEV.

Com o aumento da necessidade de ligas resistentes a corrosão para aplicações

onde os ambientes são severos, a utilização de revestimentos depositados por soldagem torna

ligas a base de níquel acessíveis com custos mais baixos do que a aplicação de ligas maciças a

base de níquel (CASILLAS, 2011; RICCOMINI, 2012; ALVEZ, 2009).

Esse trabalho pode contribuir para minimizar os problemas de retrabalhos em

revestimentos de soldagem quando o percentual de ferro fica acima da faixa permitida pelo

material da liga sem diminuir a resistência a corrosão, e definir o percentual máximo

permissível de ferro que não afetará a propriedade de resistência a corrosão do revestimento.

No segundo capítulo dessa dissertação é apresentado o referencial teórico que dá

a base para o trabalho, onde são abordadas as teorias sobre os materiais aplicados no trabalho,

a soldagem e os fenômenos de corrosão característicos para a liga de Inconel 625.

No terceiro capítulo são apresentados os materiais e métodos utilizados para

fazer os experimentos e técnicas de caracterização e preparação das amostras.

O quarto capítulo apresenta os resultados e discussões do trabalho, baseado nas

literaturas e analises dos resultados.

O quinto corresponde as conclusões do estudo realizado

E por fim são apresentadas as referências bibliográficas com as principais

literaturas utilizadas para suporte e preparação do trabalho.

16

2 REFERENCIAL TEÓRICO

Neste capítulo são definidos os dois metais que compõe a chapa clad para

trocadores de calor, conectores de tubos flexíveis e componentes para reatores nucleares que

são os aços carbono e as superligas a base de níquel, bem como o processo de soldagem

utilizado (MIG) e os principais fenômenos de corrosão para a liga.

2.1 AÇO

2.1.1 Definição de aço

Os aços são ligas a base de ferro e carbono, podendo conter outros elementos de

ligas adicionados intencionalmente para mudar as propriedades da liga. Os aços são

classificados em função de diversos elementos de liga, em especial de acordo com a

concentração de carbono na liga. A faixa de carbono da liga ferrosa que corresponde ao aço vai

de 0, a 2,1% (CALLISTER; RETHWISCH, 2009b).

2.1.2 Estrutura dos aços

Nos metais os átomos dos elementos se organizam de forma regular formando

um cristal. A estrutura cristalina do aço é um fator importante pois definem o comportamento

do material. A microestrutura do aço é constituída por diversas fases cristalinas organizados de

modos a depender dos ciclos térmicos a partir da qual são formadas. As quantidades de cada

fase presente na microestrutura normalmente se apresentam na escala micrométrica e a

quantidade de cada uma delas é dependente do ciclo térmico e da composição química

(COLPAERT, 2018; SILVA et al., 2018).

Dependendo da temperatura o aço pode apresentar diferentes estruturas

cristalinas normalmente cúbica de corpo centrado (CCC) e cúbica de face centrada (CFC),

conforme figura 1.

As fases presentes no aço estão diretamente ligadas com a temperatura, a fase

alfa com estrutura cristalina CCC pode ser encontrada até a temperatura de 910°C. Acima dessa

temperatura até a temperatura de 1394°C a estrutura cristalina se torna CFC, acima dessa

17

temperatura CCC torna-se estável novamente até o ponto de fusão do aço em torno de 1538°C

(COLPAERT, 2018; SILVA et al., 2018).

Fonte: (COLPAERT, 2018; SILVA et al., 2018) pág.4

A adição de carbono no ferro produz mudança nas estabilidades das fases de

equilíbrio possibilitando a formação de nova fase como a Cementíta (Fe3C). O diagrama de

equilíbrio Fe-Fe3C figura 2, representa essas mudanças com adição de carbono de 0 a 6,7%. A

diferença de temperatura e o percentual do carbono mudam a estabilidade das fases presentes

(COLPAERT, 2018).

Figura 1: (a) Estrutura cúbica de corpo centrado, (b) Estrutura

cúbica de face centrada

18

Figura 2: Diagrama de Equilíbrio de fase Fe-Fe3C

Fonte: (CALLISTER; RETHWISCH, 2009b) pág. 272

O diagrama Fe-Fe3C é a ferramenta mais utilizada para caracterização de ligas

de aço, onde se considera para esta classe a faixa de 0 a 2,1% C. Acima desse teor a liga ferrosa

passa a ser chamada de ferro fundido. As fases diferenciam-se entre si sua estrutura cristalina e

sua característica física e química. A quantidade relativa de fases irá depender de fatores como:

velocidade de resfriamento e percentual de elementos de liga (VATAVUK, 2014).

Ferríta denominada de fase alfa (α) tem estrutura cristalina cubica de corpo

centrada (CCC), geralmente presente como fase primaria nas ligas com teor de carbono abaixo

de 0,76 %. Esta fase apresenta baixa solubilidade para elementos intersticiais a exemplo do

carbono, cujo teor máximo em solução solida é de 0,022% a 723°C. Em temperaturas elevadas

entre 1390°C e 1536°C ocorre a ferríta delta, cuja importância é relativamente menor para as

microestruturas típicas deste material (VATAVUK, 2014).

A austeníta e um a fase do aço, segundo o diagrama da figura 2 a austeníta

começa a se tornar estável a partir de 727°C com teor de carbono de 0,76% também conhecida

19

como fase gama apresenta uma estrutura cristalina cúbica de face centrada (CFC) (VATAVUK,

2014).

Cementíta é um composto frágil de ferro e carbono (Fe3C), apresenta uma

solubilidade no aço de até 6,7% C (VATAVUK, 2014).

Perlíta é um composto microestrutural formado a partir da combinação de ferríta

com cementíta (Fe3C), que são formadas a partir do resfriamento da austeníta, a perlíta é

caracterizada por uma microestrutura em forma lamelar (VATAVUK, 2014).

2.1.3 Classificação dos aços

Os aços podem ser classificados em três tipos mais comuns: aço com baixo teor

de carbono, que são aços com percentual inferior à 0,25% C, e suas características são: baixa

dureza (inferior a 180HV), baixa resistência mecânica (415 MPa), boa ductilidade e boa

tenacidade (maior que 20J de energia absorvida), essas propriedades são em função de sua

microestrutura constituída de ferríta e perlíta, com maior quantidade de ferríta conforme

mostrado na figura 3 (CALLISTER; RETHWISCH, 2009b).

Devido as características mecânicas desses aços, os processos de fabricação

como: usinagem, soldagem e conformação, os tornam os aços com maior volume de fabricação

entre todos, e podendo ser usado na fabricação de vigas, barras, tubos e chapas (CALLISTER;

RETHWISCH, 2009b).

Fonte: (COLPAERT, 2018; SILVA et al., 2018) pág. 122

Figura 3: Seção transversal de vareta sólida AISI 1010

normalizada. Ferríta e perlíta (aproximadamente 10% em

volume).

20

Os aços com médio teor de carbono, possuem em sua composição 0,25 à 0,60%

C, eles podem sofrer tratamento térmico de têmpera e revenimento para melhorar suas

propriedades mecânicas por meio da formação de martensíta em sua microestrutura, outros

elementos podem ser adicionados para aumentar a capacidade da liga em ser tratada

termicamente, esses aços tem as características de ter elevada resistência mecânica, resistência

a abrasão e tenacidade, considerando ter uma resistência mecânica superior ao aço de baixo

carbono (CALLISTER; RETHWISCH, 2009b).

Os aços com alto teor de carbono possuem em sua composição o percentual de

0,6% a 2,1%. Estas ligas são utilizadas na condição de tratado termicamente, e são considerados

mais duros e com maior resistência que os outros aços, porém com ductilidade inferior aos

demais. Alguns elementos como: molibdênio, cromo, vanádio e outros, são adicionados para

aumentar suas propriedades e melhorar sua resposta ao tratamento térmico, por exemplo

formando carbonetos duros. Esses aços são utilizados tipicamente em ferramentas e

componentes que são sujeitos a elevado grau de abrasão (CALLISTER; RETHWISCH, 2009b).

2.1.4 Processos de fabricação

A fabricação do aço acontece em alto fornos de siderurgia pelo processo de

redução de óxido de ferro pelo coque, com calor acima de 1600°C, gerado por gases aquecidos,

decorrendo esse processo, forma-se o ferro gusa, que é uma liga de ferro com elevados teores

de carbono, até 4,4% e outras impurezas na liga como: S (enxofre), P (fósforo), esse material

passa por outro processo em um Forno Básico de Oxigênio (BOF), onde é empregado um sopro

de oxigênio em velocidades supersônica afim de reduzir o percentual de carbono, esse carbono

é dissolvido e escapa em forma de gás (CO) monóxido de carbono, e as demais impurezas S e

P são reduzidas com a adição de cal queimado, que se combina com elas e se torna escória, que

é removida da liga no final do processo (ASM, 1990).

2.1.5 Aço carbono SA-516 Gr. 70

Os aços carbono SA-516 Gr. 70 são classificados como aço de baixo carbono

onde sua maior aplicação é para equipamentos onde tem requisito de soldagem como: Tanques,

Vasos de Pressão e Torres de Processos.

21

Composição química do aço SA-516 Gr. 70: 0,27% máx. C; 0,85 a 1,20% de

Mn; 0,025% máx. S; 0,025% Max P. (ASME, 2017).

Propriedades mecânicas: resistência a tração mínima 485 a 620 MPa, resistência

ao escoamento 260 MPa e alongamento mínimo de 21% (ASME, 2017).

2.2 NÍQUEL

O níquel é um dos materiais mais importante nas indústrias de metais, sendo um

dos principais elementos dos aços inoxidáveis austeníticos com um percentual de 8 até 35% Ni,

e também presente de ligas não ferrosas. As ligas de níquel são muito utilizadas em aplicações

que requerem resistência mecânica em alta temperatura e resistência a corrosão. (ASM, 2000).

2.2.1 História do níquel

Os primeiros materiais encontrados de níquel feito pelo homem, foi cerca de

3100 A.C, em um punhal e espadas feitas a partir de meteorito de Fe-Ni. O uso antigo do níquel

em tempos modernos, nos últimos 100 anos, foi em moedas com ligas de cobre e níquel,

desenvolvidas na China. O níquel foi identificado por Alex F. Cronstedt em 1751, oriundo do

minério” Kupfernickel”, de onde foi nomeado com níquel. A primeira liga desenvolvida de

níquel foi a liga de Monel (67% níquel e restante em cobre) registrada pela primeira vez em

1906, muito utilizado até hoje da série Monel 400 (ASM, 2000).

2.2.2 Propriedades físicas

Níquel com símbolo Ni da tabela periódica é o 28° elemento, sua estrutura

cristalina de faixas criogênicas até o ponto de fusão é cúbica de face centrada (CFC), é o 5°

elemento em abundância na terra (REED, 2006).

O ponto de fusão do níquel é de 1453°C, outras importantes propriedades do

níquel incluem temperatura de recristalização de 370°C, coeficiente de expansão térmica linear

de 13.3 µm/m.K de 0 a 100°C. Com uma resistividade a 20°C de 68.44nΩ.m e condutividade

térmica de 25.2% IACS (ASM, 2000).

22

O níquel é um dos três elementos que são fortemente ferromagnéticos na

temperatura ambiente, assim como o cobalto e o ferro, como mostrado na figura 4.

Fonte: (ASM, 2000) Pag. 3

2.2.3 Propriedades mecânicas

As propriedades de resistência mecânica do níquel na forma recozido são

conforme tabela 1.

Tabela 1: Propriedades mecânicas do níquel puro recozido

Resistência

mecânica

Limite de

escoamento

Alongamento Dureza Módulo de

elasticidade

317 MPa 0,2%- 59 MPa 30% em 50mm 64HV 207 GPa

Fonte: Próprio autor

Figura 4: Típicas curvas de indução normais de amostras

de ferro, níquel e cobalto

23

De acordo com o Instituto de Desenvolvimento do Níquel, o consumo do níquel

pode ser representado pela tabela 2 (ASM, 2000).

Tabela 2: Consumo mundial de níquel

Uso Consumo de níquel,

%

Aço inoxidável 62.7

Ligas à base de níquel 11.9

Revestimentos 9.7

Aços de liga leve 9.0

Produtos de fundição 3.5

Ligas à base de cobre 1.4

Outros 1.8

Fonte: (ASM, 2000) Pág. 6

2.2.4 Estrutura do níquel

A estrutura cristalina do níquel é a cúbica de face centrada (CFC) em qualquer

temperatura até o ponto de fusão de 1454°C (REED, 2006).

Muitos elementos de ligas são adicionados intencionalmente nas superligas de

níquel para melhorar as propriedades da liga como: cromo, cobalto, nióbio, molibdênio,

carbono, boro e ferro, esses elementos ocupam lugares nas estruturas cristalinas de acordo com

seu raio atômico, alguns substitucionais e outros intersticiais (REED, 2006).

Esses elementos podem mudar as fases presentes na liga de níquel como: fase

gama com estrutura CFC, e fases secundárias como precipitados gama linha e duas linhas,

carbonetos e boretos, estas fases estão diretamente ligadas nas propriedades de corrosão,

resistência mecânica, fluência, e temperatura de trabalho da liga (REED, 2006).

24

2.2.5 Utilização do níquel

Uma das utilizações mais importantes do níquel é como elemento de ligas

ferrosas como, aços inoxidáveis, baixas ligas e ferro fundido. Outros importantes usos do níquel

são em ligas a base de níquel, usado para resistência a corrosão e aplicações a resistência a

quente, baterias, pó de níquel para metalurgia do pó e filtros. (ASM, 2000).

2.2.6 Níquel e ligas a base de níquel

Uma das utilizações mais importantes do níquel são nas superligas baseadas

nesse elemento, onde as ligas são de extrema importância para a indústria por causa do

desempenho em diversas variedades de condições de operação com fluidos corrosivos, alta

temperatura, alta tensão e todos esses fatores juntos (NOWOTNIK, 2016; ASM, 2000).

O níquel tem ótima solubilidade como soluto e como solvente para diversos

elementos de liga, com sua estrutura cristalina CFC em uma matriz gama (γ), que pode

precipitar fases secundarias, carbonetos e nitretos.

O níquel tem uma solubilidade quase completa com o ferro. Pode dissolver ±

35% de cromo, 20% de molibdênio e tungstênio, e de 5 a 10% de alumínio, titânio, manganês

e vanádio (ASM, 2000).

Essa variedade de elemento torna as ligas de níquel excelente para formar

combinações para promover aumento de resistência mecânica por solução sólida e aumentar a

resistência a oxidação e corrosão. Esse aumento de resistência por solução é devido a diferença

do raio atômico do níquel com os elementos de liga que causa uma deformação na rede

cristalina (ASM, 2000).

Há alguns elementos que podem formar fases intermetálicas na liga de níquel

como o titânio e alumínio que são adicionados juntos para formar a fase gama linha (γ’)

formando Ni3(Al, Ti) que são obtidos por tratamento térmico de envelhecimento e formam ligas

com ótima resistência mecânica para serviços em alta temperatura (ASM, 2000).

As ligas a base de níquel têm diversas aplicações, geralmente utilizada em

serviços de alta temperatura como: indústrias petroquímicas e químicas, papel e celulose,

turbinas a gás, plantas de caldeiras, motores e turbinas, aplicações médicas e sistemas nucleares

(AGNOLI et al., 2018; SILVA, 2012 et al., ASM, 2000).

25

Quando expostos em longos períodos de tempos em temperaturas acima de

500°C e sobre efeitos de tensão, esses materiais apresentam baixas taxas de acúmulo de

fluência, o que também os tornam desejáveis nesses tipos de serviços. O uso dessas ligas varia

de acordo com sua aplicação (REED, 2006).

2.2.7 Superliga a base de níquel

A crescente demanda por perfuração de poços cada vez mais profundos e a

presença de agentes corrosivos como H2S e cloretos requerem materiais mais nobre do que os

aços C-Mn (TRINDADE et al., 2017; SILVA et al., 2018).

O cromo (Cr) é o elemento que aumenta a resistência a corrosão, especialmente

em atmosferas oxidantes, ele é o elemento básico da superliga de níquel Inconel 625, além disso

o Cr e especialmente Mo e Nb promovem o aumento de resistência mecânica por solução sólida

da liga 625 (ROZMUS-GÓRNIKOWSKA, 2016).

As superligas a base de níquel têm diversas aplicações como: aeronaves,

indústrias químicas e petroquímicas, reatores nucleares. Apesar de terem sido desenvolvidos

para altas temperaturas, algumas aplicações são feitas em temperaturas criogênicas (ASM,

2000). As superligas normalmente são usadas para temperaturas acima de 540°C (KIM, 2015;

REED, 2006).

Essa alta resistência a corrosão é alcançada similarmente aos aços inoxidáveis

através da formação de um filme passivo de óxido de cromo sobre a superfície da liga,

protegendo o material contra a ação do meio corrosivo (SILVA et al., 2012).

As propriedades são controladas em ajustes de composição, processamento e

resistência a elevadas temperaturas.

As superligas a base de níquel podem ser classificadas de duas formas, aumento

de resistência por solução sólida, exemplo Inconel 625 ou aumento de resistência por

precipitação de fases, exemplo Inconel 718 (ASM, 2000).

A tabela 3 mostra os efeitos dos elementos de liga nas superligas a base

de níquel.

26

Tabela 3: Papel dos elementos de liga em superligas a base de níquel

Efeito Base de níquel

Aumento de resistência mecânica por solução sólida Co, Cr, Fe, Mo, W, Ta, Re

MC W, Ta, Ti, Mo, Nb, Hf

M7C3 Cr

M23C6 Cr, Mo, W

M6C Mo, W, Nb

Carbonitretos M (CN) C, N

Formas gama linha (y') Ni3 (Al, Ti) Al, Ti

Formas gama 2 linhas (y’’) Ni3 (Nb) Nb

Aumento de resistência a corrosão por pite e frestas Mo, Nb

Aumenta a temperatura do solvus de gama linha (y’) Co

Precipitados de endurecimento e/ou intermetálicos Al, Ti, Nb, C

Resistência à oxidação Al, Cr, Y, La, Ce

Melhorar a resistência à corrosão a quente La, Th

Resistência à sulfetação Cr, Co, Si

Melhora as propriedades de fluência B, Ta

Aumenta a resistência a ruptura B (c)

Refinadores de contornos de grãos B, C, Zr, Hf

Fases TCP (σ, µ, P, Laves) Ti, Zr, Nb, Ta, Al, Si, Fe

Formadores de camadas de óxido (Cr2O3/Al2O3) Cr, Al

(a) nem todos esses efeitos ocorrem necessariamente em uma determinada liga.

(b) o endurecimento por precipitação de Ni3Ti também ocorre se houver Ni suficiente.

Fonte: (ASM, 2000) Pág. 69 – Modificado e Traduzido

Os elementos da tabela periódica são mostrados na Figura 5 e sua influência

como elemento de liga em ligas a base de níquel, esses elementos são os principais adicionados

em superligas (ASM, 2000).

27

Fonte: (ASM, 2000) Pág. 69 - Traduzido

2.2.8 Classificações das superligas de níquel

As superligas de níquel possuem uma classificação de acordo com os processos

de fabricação ou meios de aumento de resistência mecânica ou de corrosão como: ligas com

aumento de resistência por solução sólida, endurecíveis por precipitação, aumento da

resistência por dispersão e ligas fundidas (AGUIAR, 2010).

As ligas a base de níquel são frequentemente classificadas como resistente a alta

temperatura ou resistente a corrosão. As ligas resistentes a alta temperatura pode ser classificada

como resistente a corrosão em ambientes quentes e agressivo ou alta resistência mecânica

(ASM, 2000).

Outra forma de classificação das ligas a base de níquel é o mecanismo de

aumento de resistência que pode ser por solução sólida, onde os elementos como: ferro, cobalto,

cromo, molibdênio, tungstênio, titânio, alumínio e vanádio, tem uma diferença do diâmetro

atômico do níquel e formam uma interferência na rede cristalina, ou aumento de resistência por

Figura 5: Elementos de liga usados nas superligas à base de níquel, a altura dos blocos dos

elementos indica a quantidade que pode estar presente, elementos benéficos são marcados

com hachura cruzada e poucos elementos prejudiciais são marcados com hachura de linha

horizontal

28

precipitação de fases secundárias e também se enquadram a formação de carbonetos e boretos

que aumentam a resistência mecânica da liga ou as tornam frágeis (ASM, 2000).

2.2.8.1 Ligas de níquel com aumento de resistência por solução sólida

O aumento da resistência mecânica por solução sólida se dá pela introdução de

átomos de soluto na rede cristalina que promovem uma barreira à movimentação das

discordâncias. Os átomos de soluto causam deformações na rede cristalina através dos átomos

vizinhos devido à diferença nos raios atômicos do soluto e do solvente. Esta configuração

resulta em um campo de deformação da rede cristalina entre as discordâncias e os átomos de

soluto e, consequentemente, há restrição no movimento das discordâncias (CALLISTER;

RETHWISCH, 2009b).

Os átomos de soluto reduzem a energia livre se distribuindo de forma a

minimizar a deformação na rede cristalina. Um átomo de soluto com o diâmetro menor que o

do solvente tende a se localizar no campo de compressão da discordância conforme figura 6 e

o soluto de diâmetro maior que o do solvente se localiza no campo de tração, conforme visto

na figura 7 (CALLISTER; RETHWISCH, 2009b).

Fonte: (CALLISTER; RETHWISCH, 2009b) Pág. 184

Conforme figura 6, (a) Representação das deformações trativas da rede, que são

impostas sobre os átomos hospedeiros por um átomo de impureza substitucional menor. (b)

possíveis localizações dos átomos de impureza menores em relação a uma discordância em

Figura 6: Modificação da estrutura cristalina

por átomo de tamanho menor

29

cunha, de modo que existe um cancelamento parcial das deformações de rede devidas às

impurezas e à discordância.

Fonte: (CALLISTER; RETHWISCH, 2009b) Pág. 184

Conforme figura 7, a) Representação das deformações compressivas impostas

sobre os átomos hospedeiros por um átomo de impureza substitucional maior. (b) possíveis

localizações dos átomos de impureza maiores em relação a uma discordância em cunha, de

modo que existe um cancelamento parcial das deformações de rede devidas às impurezas e

discordância.

Com isso, há uma rede cristalina mais equilibrada, as discordâncias necessitam

de uma maior energia para se movimentarem aumentando a resistência mecânica

(CALLISTER; RETHWISCH, 2009b; REED, 2006; ASM, 2000).

Elementos como Co, Cr, Fe, Mo e Ta são usados para proporcionar aumento de

resistência mecânica por solução sólida nas superligas de níquel. Elementos que tem raio

atômico, estrutura eletrônica e rede cristalina similares ao níquel têm maior probabilidade de

permanecerem em solução sólida (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

A adição de Re em algumas ligas também contribui para o fortalecimento da

solução sólida. O Nb também pode fornecer algum fortalecimento de solução sólida, mas é

adicionado principalmente como formador de carboneto ou para formar um precipitado de

aumento de resistência (Ni3Nb) (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

A capacidade de um elemento químico aumentar a resistência por solução sólida

é pela diferença no raio atômico comparado com o níquel (LIPPOLD; KISER; DUPONT,

2011).

Figura 7: Modificação da estrutura cristalina por

átomo de tamanho maior

30

O limite de solubilidade é à máxima quantidade de soluto que pode ser absorvida

pelo solvente sem haver precipitação. A possibilidade de formação de várias ligas de níquel

contendo quantidades relativamente grandes de elementos como Cr, Mo, W, Co, Mn, Al e Ti

contribui para o desenvolvimento destas ligas nas últimas décadas e com isso o níquel é um

elemento muito importante por ser capaz de ser um solvente para todos esses elementos de liga

(LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

Esses elementos são apenas reforçadores eficazes se não excederem o limite de

solubilidade da fase austeníta gama (γ) rica em Ni. Os limites de solubilidade para elementos

comuns de aumento de resistência da solução sólida podem ser encontrados na Tabela 4.

Tabela 4: Resumo dos diâmetros atômicos aproximados e dados de solubilidade para vários elementos

em Ni a 1000ºC.

Soluto Diferença aproximada de tamanho

atômico em relação ao níquel, %

Solubilidade aproximada em

níquel a 1000ºC, % em peso

C +43 0.2

Al -15 7

Si +6 8

Tí -17 10

V -6 20

Cr -0.3 40

Mn +10 20

Fe +0.3 100

Co -0.2 100

Cu -3 100

Nb -15 6

Mo -9 34

Ta -15 14

W -10 38

Fonte: (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011) Pág. 17 - Traduzido

De uma forma geral, as ligas endurecidas por solução sólida possuem boa

soldabilidade. Podem serem colocadas em serviço após a realização da soldagem, mantendo

31

níveis satisfatórios das propriedades mecânicas na condição como soldado (ASM, 1993b;

AGUIAR 2010).

2.2.8.2 Ligas de níquel com aumento de resistência por precipitação

A metalurgia física das superligas a base de níquel com aumento de resistência

mecânica por precipitação de fase é bastante complexa, pois contém uma mistura de adições

intencionais para o aumento de resistência por solução sólida (Cr, Co, Fe, Mo, W e Ta),

formação de precipitados (Ti, Al e Nb), resistência à oxidação (Cr, Al e Ta), resistência à

corrosão a quente (Cr, La e Th), propriedades de fluência e de resistência (B e Zr) e ductilidade

a temperatura intermediária (Hf) (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

As ligas à base de Ni endurecíveis por precipitação contêm adições de titânio,

alumínio e/ou nióbio que formam precipitados que aumentam de resistência mecânica após um

tratamento térmico apropriado, solubilização seguida de envelhecimento. Na maioria das

condições, esses precipitados são coerentes com a matriz de austeníta tendo como resultado

tensões de coerência que promovem um substancial aumento na dificuldade de movimentação

das discordâncias, o que se traduz em maior dificuldade em termos de deformação plástica,

resultando em um substancial aumento de resistência nestas ligas (LIPPOLD; KISER;

DUPONT, 2011).

O mais comum desses precipitados é chamado gama linha (γ’) - Ni3Al, Ni3Ti e

Ni3(Ti, Al) e gama duas linhas (γ″) - Ni3Nb. Ao otimizar as adições de ligas e o tratamento

térmico, essas ligas podem ser reforçadas para atingir valores máximos de resistência à tração

superiores a 1380 MPa, com tensões de escoamento de 0,2% acima de 1035 MPa (LIPPOLD;

KISER; DUPONT, 2011). A fase γ’ – Ni3(Al, Ti) possui elevada coerência com a matriz, em

geral menor que 1 % (ASM, 1993b).

As ligas endurecidas por precipitação são frequentemente denominadas como

superligas com base na retenção de uma resistência mecânica muito alta e de resistência à

corrosão a temperaturas elevadas. O termo tem sido aplicado de maneira vaga a muitas outras

ligas complexas de alta resistência, mas geralmente o termo “superligas” é usado para descrever

as ligas a base de níquel com suas propriedades de resistência mecânica superiores fornecidas

pela precipitação das fases gama linha (γ’) e gama duas linhas (γ’’) (LIPPOLD; KISER;

DUPONT, 2011).

32

O aumento de resistência mecânica promovido pela precipitação de γ’’ nas ligas

de níquel é atribuído à deformação na rede cristalina da ordem de 3 %, entretanto, γ’’ é uma

fase metaestável, podendo ser decomposta na fase δ, com a mesma composição química

(Ni3Nb), mas, com a estrutura cristalina ortorrômbica (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

Em geral, o tratamento térmico das ligas de níquel endurecidas por precipitação

consiste na solubilização acima da linha solvus, seguida de resfriamento rápido geralmente ar,

até temperaturas baixas e, posteriormente, na manutenção da liga em uma faixa de temperatura

que promova a precipitação e em seguida resfriado, esse efeito é conhecido como precipitação

por envelhecimento, alguns casos a liga é novamente aquecida até uma temperatura de

precipitação de novas fases, e assim formar novos precipitados, esse efeito é chamado de

precipitação por duplo envelhecimento (ASM, 2000; LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

A metalurgia da soldagem destas ligas é igualmente complexa, pois a partição

dos vários elementos de liga durante a solidificação da zona de fusão pode levar à formação de

constituintes eutéticos e formação de fases secundárias, os quais não são normalmente

observados no metal de base (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

Ressalta-se que estes efeitos também são observados nas ligas endurecidas por

solução sólida, porém estas possuem geralmente melhor soldabilidade. A necessidade de

tratamentos térmicos após a soldagem das ligas de níquel endurecidas por precipitação

constitui-se um fator importante a se considerar, pois o custo adicional e a aplicabilidade em

campo podem afetar e restringir sua utilização (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011; AGUIAR,

2010).

2.2.9 Fases precipitadas nas ligas a base de níquel

Todas as superligas a base de níquel têm uma matriz austenítica (fase gama γ)

que tem aumento de resistência mecânica da liga por solução sólida e pela precipitação de fases

secundárias e carbonetos. A maioria das fases possui algum grau de solubilidade para outros

elementos; portanto, suas composições verdadeiras variam dependendo da liga e podem ser

alteradas pelo tratamento térmico e outra exposição em altas temperaturas (ASM, 2000).

De uma forma geral, as fases secundárias presentes nas ligas de níquel são: γ’,

γ’’, δ, η, carbonetos, nitretos, boretos e fases TCP (topologically closed-packed) – σ, µ, P,

Laves. O ciclo térmico devido à soldagem possui forte influência na precipitação de fases nas

ligas de níquel, pois a segregação de elementos químicos durante o resfriamento contribui

33

fortemente para a variação local da composição química induzindo a formação de fases não

desejáveis com sérias consequências para resistência à corrosão e mecânica da liga. Por outro

lado, a alta taxa de resfriamento é capaz de suprimir a precipitação de fases que necessitem de

maior permanência da liga em certas faixas de temperatura (PESSOA, 2014; LIPPOLD;

KISER; DUPONT, 2011).

2.2.9.1 Fase gama γ

A matriz γ – Ni é uma matriz austenítica com estrutura cristalina CFC que

permanece austenítica desde a solidificação até o zero absoluto. Todas as ligas de níquel

possuem esta fase como matriz em sua microestrutura. É uma fase não magnética e possui como

característica marcante a capacidade de manter em solução sólida grande quantidade de

elementos químicos como cromo, molibdênio e tungstênio (ASM, 1993b; LIPPOLD; KISER;

DUPONT, 2011; PESSOAL, 2014).

2.2.9.2 Fase gama linha γ’

A fase gama linha γ’ é um composto intermetálico coerente e geralmente

ordenado internamente de composição química Ni3(Al, Ti). Essa precipitação na matriz γ

aumenta significativamente resistência mecânica da liga, com estrutura CFC similar a matriz γ

e um desajuste precipitado matriz menor que 1% de incompatibilidade (ASM, 2000;

PETRZAK; KOWALSKI; BLICHARSKI, 2016).

A precipitação γ’ produz um aumento de resistência com o aumento da

temperatura de precipitação até o limite de seu volume. Alumínio, titânio, nióbio e tântalo, são

fortes formadores de γ’ (ASM, 2000).

Variações no teor de molibdênio e na razão alumínio/titânio pode alterar a

morfologia de γ’. Com o aumento da incompatibilidade (desajuste de reticulado entre

precipitado e matriz) γ/γ′, a forma muda na seguinte ordem: esférica, globular, em bloco e

cuboidal. Quando a incompatibilidade da rede γ/γ′ é alta, a exposição prolongada acima de

700°C causa a formação da fase indesejada η (Ni3Ti) ou δ (Ni3Nb). A fração volumétrica, o

tamanho e a distribuição de γ′ são parâmetros importantes para o controle de propriedades. A

fração de volume de γ′ aumenta com a adição de alumínio e titânio, mas as quantidades de cada

34

um devem ser cuidadosamente controladas (PETRZAK; KOWALSKI; BLICHARSKI, 2016;

ASM, 2000; PESSOA 2014).

Se a razão alumínio/titânio for igual ou superior a 1, a exposição prolongada a

altas temperaturas resultará na substituição de γ′ por Ni2AlTi, NiAl ou Ni (Al, Ti) (ASM, 2000).

Figura 8: Morfologia de y’ de um Ni-Al-Mo

Fonte: (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011) Pág.165

2.2.9.3 Fase gama duas linhas γ’’

A fase gama duas linhas γ’’ possui uma estrutura cristalina CFC ordenada com

uma composição de Ni3Nb. Ele ganhou destaque com o aumento de resistência mecânica por

precipitação na liga de Inconel 718. Gama duas linhas têm uma morfologia em forma de disco

e precipitam com uma relação bem definida com a matriz de austeníta (MOORE et al., 2017;

AGNOLI et al., 2018; PETRZAK; KOWALSKI; BLICHARSKI, 2016; ASM, 2000).

O aumento de resistência é devido às deformações de coerência produzidas pelo

baixo grau de incompatibilidade da rede γ′/γ′. Embora γ″ e γ′ estejam presentes no Inconel 718

após o envelhecimento, a quantidade de γ′ é muito pequena e γ″ é o agente fortalecedor

primário, como γ″ não é uma fase estável a aplicação de ligas como Inconel 718 é restrita a

menos de 700 °C. Acima dessa temperatura, a exposição prolongada produz uma perda de

resistência devido ao rápido engrossamento de γ″, solução de γ″ e γ′ e a formação de uma forma

ortorrômbica estável de Ni3Nb, que tem uma forma acicular semelhante a uma placa (MOORE

et al., 2017; AGNOLI et al., 2018; PETRZAK; KOWALSKI; BLICHARSKI, 2016; ASM,

2000).

35

Figura 9: Morfologia característica de γ’’

Fonte: (MOORE et al., 2017) Pág. 8673

2.2.9.4 Fase δ

A fase δ possui a mesma composição química da fase γ’’ (Ni3Nb), contudo, sua

estrutura cristalina é ortorrômbica. A precipitação de δ pode ser originada a partir de γ’’, através

da exposição da liga em temperaturas acima de 650 ºC. Pode também ser originada de regiões

da liga que apresentam variação na composição química. Em geral, a precipitação de δ a partir

de γ’’ é acompanhada da redução da resistência à fluência e ductilidade, bem como na limitação

do efeito de aumento de resistência promovido por γ’’ em temperaturas maiores que 650 ºC

devido à decomposição de γ’’ em δ (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

Embora a fase δ seja encontrada mais frequentemente em ligas endurecidas por

precipitação de fases, como a liga 718, é possível sua ocorrência em ligas com aumento de

resistência por solução sólida que contenham Nb, como a liga 625. A exposição da liga 625 em

altas temperaturas, em processos de envelhecimento ou operação em alta temperatura por

longos períodos pode promover a precipitação da fase δ e de γ’’ (YUBI et al., 2019; PETRZAK;

KOWALSKI; BLICHARSKI, 2016; ASM, 2000; MU et al. 2018).

36

Figura 10: Morfologia da fase δ

Fonte: (PETRZAK; KOWALSKI; BLICHARSKI, 2016) Pág. 1042

O exame da figura 10 permite se inferir que a fase δ cresce preferencial ao longo

dos 4 planos compactos da estrutura CFC. Um padrão de Widmanstätten.

2.2.9.5 Fase ɳ

A fase ɳ possui uma estrutura cristalina hexagonal com uma composição de

Ni3Ti. O ɳ pode se formar em superligas à base de níquel, especialmente em graus com altas

taxas de titânio/alumínio que tiveram exposição prolongada a altas temperaturas. A fase ɳ não

tem solubilidade para outros elementos e cresce mais rapidamente e forma partículas maiores

que γ′. Duas formas de ɳ podem ser encontradas. O primeiro se desenvolve nos contornos de

grãos como constituinte celular semelhante à perlíta, com lamelas alternadas de γ e ɳ; o

segundo, intragranularmente como plaquetas com um padrão de Widmanstätten (ASM, 2000).

A forma celular é prejudicial à resistência a ruptura, a tensão e à ductilidade por

fluência, e o padrão Widmanstätten prejudica a resistência à ruptura por tensão, mas não a

ductilidade. A fase ɳ é relativamente fácil de identificar devido à sua aparência característica

(ASM, 2000).

37

Figura 11: Os precipitados de contorno de grão coalesceram e a matriz média contém agulha como a

fase η (Ni3Ti)


O exame da figura 11 permite se inferir que a fase η cresce preferencial ao longo

dos 4 planos compactos da estrutura CFC. Um padrão de Widmanstätten.

2.2.9.6 Fases TCP

As fases topologicamente compactas (do termo em inglês – Topologically

Closed Packed) são compostos intermetálicos. Possuem estrutura cristalina complexa

(LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011). As fases TCP podem ser classificadas em três famílias.

A primeira corresponde às fases do tipo σ. A segunda são as fases laves e µ e a terceira incluem

fases como P, δ e R (PETRZAK; KOWALSKI; BLICHARSKI, 2016; PESSOA, 2014).

- Laves, possui uma estrutura cristalina hexagonal com uma composição do tipo

A2B. Exemplos como Fe2Ti, Fe2Nb e Fe2Mo, mas uma fórmula mais geral é (Fe, Cr, Mn, Si)

2(Mo, Ti, Nb). São mais comumente observadas nas ligas à base de ferro-níquel como partículas

intergranulares grossas; precipitação intragranular pode ocorrer também. O silício e o nióbio

promovem a formação da fase laves no Inconel 718. Quantidades excessivas prejudicarão a

ductilidade à tração à temperatura ambiente; propriedades de fluência não são afetadas

significativamente por esta fase (ASM, 2000).

38

Figura 12: Morfologia da fase TCP - Laves

Fonte: (SOLECKA et al., 2018) Pág. 517

- A fase σ é uma fase tetragonal que se forma com uma ampla variedade de

composições. Várias morfologias podem ser encontradas, algumas das quais são bastante

prejudiciais às propriedades. No entanto, a presença de σ nas superligas não é necessariamente

prejudicial às propriedades. O sigma na forma de plaquetas ou como filme de contorno de grão

é prejudicial, mas a precipitação intragranular globular pode melhorar as propriedades de

fluência. Um esforço considerável foi dedicado à determinação de como a composição

influencia a formação da fase σ, particularmente nas superligas à base de níquel (ASM, 2000).

Figura 13: Morfologia da fase TCP - σ

Fonte: (SOLECKA et al., 2018) Pág. 517

- A fase μ é uma fase TCP intermetálica romboédrica. Em geral, tem pouca

influência nas propriedades. O µ precipita como plaquetas grossas, de forma irregular, em um

39

padrão Widmanstätten. Uma fórmula geral para µ é (Fe, Co)7 (Mo, W)6. O níquel pode

substituir parte do ferro ou do cobalto.

- A fase P possui fórmula geral do tipo Cr9Mo21Ni20 e estrutura cristalina

ortorrômbica. Pode ser considerada uma variação da fase σ. A morfologia desta fase pode ser

agulhada, na forma de blocos e celular (PESSOA, 2014; ASM, 2000).

Figura 14: Morfologia da fase TCP - P

Fonte: (SOLECKA et al., 2018) PG. 517

2.2.9.7 Boretos

Os boretos com formulação M3B2 com uma estrutura tetragonal, molibdênio,

tântalo, nióbio, níquel, ferro ou vanádio podem ser elementos "M". O boro é adicionado em

pequenas quantidades a muitas superligas para melhorar a tensão de ruptura e as propriedades

de fluência ou retardar a formação da fase η, o que prejudicaria a resistência à fluência. O boro

retarda a formação celular de η nos contornos de grão, mas não tem influência sobre o

precipitado η intragranular Widmanstätten. Consequentemente, o boro influencia as estruturas

de contorno de grão. O boro também reduz a solubilidade do carbono na austeníta, o que

aumenta a precipitação de carbonetos MC e M23C6 de tamanho mais fino. Se a adição de boro

for suficientemente alta, acontecerá a formarão boretos prejudiciais. Os boretos são duros e

quebradiços e precipitam nos contornos dos grãos (ASM, 2000).

40

2.2.9.8 Nitretos

Os nitretos são geralmente observados em superligas contendo titânio ou nióbio

como nitreto de titânio ou nitreto de nióbio. Os nitretos não são influenciados pelo tratamento

térmico e são insolúveis até o ponto de fusão. Eles têm alguma solubilidade para o carbono e

podem ser chamados de Ti (C, N), Nb (C, N) e assim por diante. As quantidades usuais

presentes nas superligas geralmente têm pouca influência nas propriedades mecânicas e de

corrosão (ASM, 2000).

2.2.9.9 Carbonetos

O aumento de resistência por formação de carbonetos é devido à combinação do

carbono com os elementos de liga do níquel, que pode ser bom ou ruim para o desempenho da

liga, o níquel não é capaz de formar carbonetos em combinação (ASM, 2000).

As ligas a base de níquel formam carbonetos como MC, M6C, M7C3 e M23C6,

onde M é o elemento metálico que formam o carboneto e podem ser vistos na tabela 3.

- MC são largos blocos de carbonetos não desejados distribuídos aleatoriamente

na matriz gama (γ).

Figura 15: Típica fase MC

Fonte: (XU et al., 2013) Pág. 483

41

- M6C são carbonetos em forma de blocos nos contornos de grão, eles precipitam

em um padrão de “Widmanstätten” e prejudicam a ductilidade da liga.

- M7C3 são carbonetos predominantemente Cr7C3, eles são benéficos se

precipitados em forma de partículas discretas pois se estiverem aglomerados podem causar

fragilização formando filmes nos contornos de grãos, esta situação ocorre caso ele permaneça

em longos períodos em alta temperatura (ASM, 2000).

- M23C6 – São carbonetos que precipitam nos contornos de grãos e são

determinantes para as propriedades mecânicas das ligas. Partículas discretas aumentam a

propriedade de ruptura, longos tempos entre as temperaturas de 760 a 980°C formara

carbonetos angular alongados, esses prejudiciais (ASM, 2000).

O desempenho da liga está diretamente ligado ao tipo de tratamento térmico para

formar o carboneto desejado para o desempenho da liga.

Figura 16: Morfologia de Carbonetos

Fonte: (PESSOA, 2014)

2.2.10 Influência dos elementos de liga na liga a base de níquel

Alumínio - Melhora a resistência à oxidação e sulfetação atua aumentando a

resistência mecânica por solução sólida e por precipitação (na formação da fase γ’).

42

Carbono - Resistência a altas temperaturas, é mantido em baixas quantidades

(0,01 – 0,2 %) e tem como função principal a precipitação de carbonetos. A precipitação de

carbonetos nos contornos de grão pode ter o efeito benéfico de dificultar o deslizamento desses

contornos, contribuindo para a resistência mecânica em altas temperaturas. Em algumas ligas

de Ni, como a 625, a quantidade de carbono alcança níveis muito baixos (menor que 0,008 %),

objetivando a estabilidade da liga e melhor aproveitamento de elementos como Cr, Mo e W na

matriz, melhorando também a soldabilidade (ASM, 1993b; ASM, 2000).

Cobalto - Resistência a altas temperaturas e oxidação, adição controlada para

melhor expansão térmica.

Cobre - Melhora a resistência à redução de ácidos e sais (ligas de Ni-Cu),

melhora a resistência ao ácido sulfúrico.

Cromo - Melhora a resistência à oxidação e sulfetação, abaixo de 18% pode

melhorar a resistência a halogênios ou halogenetos de alta temperatura, melhora a resistência à

corrosão aquosa, é um elemento de liga chave em muitas ligas de níquel, pois promove proteção

contra a corrosão através da formação de uma camada de óxido passivadora (Cr2O3).

Adicionalmente, atua na melhoria das propriedades mecânicas nas ligas de níquel através do

mecanismo de endurecimento por solução sólida. É importante para obtenção de resistência a

corrosão em altas temperaturas. Entretanto, o cromo pode degradar a resistência mecânica em

altas temperaturas da fase gama linha (γ’) das superligas de níquel. O cromo possui forte

tendência de combinar-se com carbono, promovendo a ocorrência da formação de carbonetos

na microestrutura das ligas de níquel (ASM, 1993b; ASM, 2000; LIPPOLD; KISER; DUPONT,

2011).

Enxofre - Melhora a usinabilidade

Elementos terras raras, lantânio e ítrio - Melhora a aderência da camada de óxido.

Ferro - Melhora a economia da liga, adição controlada de expansão térmica, atua

aumentando a resistência mecânica por solução sólida. O ferro promove a melhoria da

resistência à meio carburizantes em altas temperaturas. Porém o ferro pode ter efeito prejudicial

de aumentar a susceptibilidade da liga a trincas de solidificação. A presença de ferro nas ligas

de níquel contribui para a redução da quantidade de níquel, podendo diminuir a estabilidade da

liga. Reduz a resistência à corrosão intergranular na faixa de temperatura de 760 a 980 ºC (ASM,

1993b; ASM, 2000).

Manganês - Possui afinidade com o enxofre, constituindo-se um elemento

importante no controle da segregação de compostos sulfurados, prejudiciais à soldabilidade das

ligas de níquel. Nas ligas Ni-Cu e Ni-Cr, o manganês possui efeito benéfico de minimizar a

43

tendência de trinca a quente em soldas de grandes espessuras (ASM, 1993b; LIPPOLD; KISER;

DUPONT, 2011).

Molibdênio - Resistência a altas temperaturas, pode reduzir a resistência à

oxidação, melhora a resistência à redução de ácido, atua aumentando a resistência a atmosferas

redutoras. Aumenta também a resistência à corrosão por pites e por frestas em meio contendo

cloretos. Contribui para o aumento de resistência por solução sólida, bem como resistência em

altas temperaturas. Possui forte tendência de segregar para o líquido durante a solidificação,

tendendo a se localizar nas regiões interdendríticas, o que pode afetar a resistência à corrosão

do metal de solda devido a diferença de concentração. Devido à baixa difusividade no níquel,

o molibdênio é útil na resistência a fluência (ASM, 1993b; ASM, 2000; LIPPOLD; KISER;

DUPONT, 2011).

Níquel - Melhora a resistência a altas temperaturas, melhora a resistência à

oxidação, nitretação, carburação e halogenação, prejudicial à sulfetação, melhora a estabilidade

metalúrgica, melhora a resistência à redução de ácidos e cáusticos, melhora a resistência ao

craqueamento por corrosão sob tensão (ASM, 2000).

Nióbio - Melhora a resistência a altas temperaturas, melhora a resistência à

corrosão por pite, componente de estabilização de carboneto, possui elevada afinidade com o

carbono, contribuindo para formação de carbonetos. A combinação com carbono diminui a

susceptibilidade à corrosão intragranular causada pela precipitação de carbonetos de cromo.

Atua como formador da fase gama duas linhas (γ’’) e agente endurecedor da fase gama linha

(γ’). Aumenta a faixa de solidificação, através da formação de eutéticos, aumentando a

tendência de formação de trincas (ASM, 1993b; ASM, 2000; LIPPOLD; KISER; DUPONT,

2011).

Nitrogênio - Pode melhorar a resistência a altas temperaturas por precipitação de

nitretos estáveis, melhora a resistência à corrosão por pites e frestas, melhora a estabilidade

metalúrgica por ação de austenitizador.

Óxido de ítrio - Melhora a resistência a altas temperaturas, melhora o controle

do tamanho de grão, melhora a resistência à oxidação.

Silício - Melhora a resistência à oxidação e carburação, especialmente sob

condições de oxidação e redução alternadas, presente nas ligas de níquel numa faixa de 0,01 –

4,0%. Entretanto, na maioria das ligas comerciais seu teor situa-se em torno de 0,4%, atuando

como desoxidante. É considerado de efeito prejudicial à soldabilidade do material, pois aumenta

a tendência do surgimento de trinca a quente. A presença de silício nas ligas de níquel contribui

para a formação de fases intermetálicas. Possui tendência de segregar-se para regiões

44

interdendríticas durante a solidificação e aumenta a faixa de temperatura de solidificação da

liga (ASM, 1993b; ASM, 2000, LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

Titânio - Prejudicial à oxidação devido a óxidos de titânio que perturbam a escala

de óxido primário, componente de estabilização de carboneto, seu efeito é semelhante ao

alumínio na formação de carbonetos. Embora seja efetivo no aumento de resistência por solução

sólida, tipicamente atua aumentando a resistência através da formação da fase gama linha γ’ –

Ni3Ti. O aumento da quantidade de titânio contribui para o aumento da sensibilidade de trinca

a quente (ASM, 1993b).

Tungstênio - Melhora a resistência à corrosão por Pite e Frestas, melhora a

resistência a altas temperaturas, apesar de ser apreciavelmente maior que o níquel e exibir uma

estrutura cristalina diferente (CCC), o tungstênio apresenta uma baixa tendência de segregação

nas ligas de níquel. Isto torna o tungstênio muito atrativo para aumento de resistência por

solução sólida da matriz gama (γ) e da fase gama linha (γ’). Durante a solidificação tem forte

tendência de se concentrar no centro das dendrítas (ASM, 1993b; ASM, 2000).

2.2.11 Inconel 625

Inconel é o nome da marca comercial da companhia Special Alloy (LIPPOLD;

KISER; DUPONT, 2011), ela é uma liga considerada como liga com aumento de resistência

por solução sólida. A liga de Inconel 625 foi desenvolvida nos anos 60, é utilizada quando o

trabalho requer resistência mecânica e resistência a corrosão em temperaturas acima de 500°C

(ASM, 2000).

Uma das principais características da liga é a resistência a corrosão por pite,

resistência a corrosão por frestas e resistência a oxidação em temperaturas acima de 500°C,

mantendo também suas propriedades em baixas temperaturas (faixa criogênicas) até 1200°C,

muito utilizada em motores de aviões, equipamentos para extração de óleo e gás, processos

químicos, ambientes marinhos e motores nucleares (ASM, 2000).

Composição química da liga de Inconel 625: 20.0% a 23.0% cromo; 5.0%

Máximo de ferro; 8.0% à 10% molibdênio; 3.15% à 4.15% nióbio; 0.10% Máximo carbono;

0.50% Máximo de manganês; 0.50% Máximo de silício; 0.015% Máximo fosforo; 0.015%

Máximo de enxofre; 0.40% Máximo de alumínio; 0.40% Máximo titânio; 1.0% Máximo

cobalto; 58% min níquel (ASME, 2017).

45

Propriedades mecânicas: resistência a tração mínima 827 MPa, resistência ao

escoamento 414 MPa e alongamento mínimo de 30% (ASME, 2017).

As propriedades contra corrosão da liga em ambientes severos são devido à

combinação dos elementos níquel e cromo que previnem oxidações por elementos químicos

agressivos, já a combinação de níquel com molibdênio tornam o Inconel 625 resistente a

corrosão por pite e corrosão por frestas (ASM, 2000).

Figura 17: Micrografia da liga Inconel 625

Fonte: (RAMKUMAR et al., 2017) Pág. 308

2.2.12 Caracterização da microestrutura da liga de Inconel 625

A caracterização microestrutural do Inconel 625 é de grande importância para

desenvolvimento dos resultados da pesquisa, e conhecimento dos possíveis fatores e mudanças

na liga que afetarão os resultados como um todo, conforme explanado por Xing; Di; Wang,

(2014), dois tipos de microestruturas celulares dendríticas podem ser encontradas, a primeira é

a microestrutura celular dendrítica continua e a segunda é a microestrutura celular dendrítica

descontinua.

46

De acordo com Xu et al. (2019) além da microestrutura dendrítica colunar também

pode ser observado em revestimentos por soldagem de Inconel 625 a estrutura celular dendrítica

equiaxial.

Uma das principais características da microestrutura do Inconel 625 assim como

das outras superligas de níquel é a diferença da composição química encontrada na região do

centro das dendrítas e nas regiões interdendríticas, diversos autores citam que durante o

processo de solidificação alguns elementos químicos tendem a microssegregar para as regiões

interdendríticas e assim tornando o centro das dendrítas pobre deste elemento.

Petrzak; Kowalaski; Blicharski (2016), no estudo da análise de transformação de

fase da liga de Inconel 625, indica que os elementos como Nb, Mo, Si e C, tem alta tendência

de segregar para o liquido durante o processo de solidificação, tornando as regiões

interdendríticas rica desses elementos, e os elementos Fe, Cr, Co e W, são levemente segregados

para o liquido e mantendo-se mais uniforme no centro das dendrítas.

No estudo feito por Petrzak et al (2015), resultados semelhantes referentes a

microssegregação dos elementos também foram encontrados, na figura 18, é possível verificar

por meio da análise do mapeamento químico elementar obtido por microscopia eletrônica de

varredura/ Espectroscopia por Dispersão de Energia de Raios-X, o comportamento dos

elementos químicos na estrutura dendrítica resultantes da microssegregação.

Fonte: (PETRZAK et al, 2015)

Nesse mesmo estudo, Petrzak et al (2015) realiza uma verificação da composição

química e mostra a linha de distribuição da análise química do revestimento depositado por

Figura 18: Mapeamento químico elementar obtido por microscopia eletrônica de varredura /

Espectroscopia por Dispersão de Energia de Raios-X

47

soldagem e o diagrama de valores encontrados, na figura 19 é possível notar que nas regiões

interdendríticas há um aumento considerável dos elementos Mo e Nb, que foram segregados

para as regiões interdendríticas no momento de solidificação da soldagem.

Fonte: (PETRZAK et al, 2015)

Outro fator importante na caracterização das superligas de níquel são as

precipitações das fases secundárias como γ’, γ”, δ, η, TCP (σ, s, p, Laves), que está relacionada

diretamente com as propriedades mecânicas e corrosivas das ligas.

Conforme exposto por Xu et al. (2019), que devido a microssegregação ocorrida

durante a solidificação dos elementos Mo, e principalmente o Nb, para as regiões

interdendríticas tornando elas ricas desses elementos, ocasiona a supersaturação e resulta na

precipitação de fases secundarias como por exemplo o NbC, e fase Laves rica em Nb. Com

isso, as regiões interdendríticas são suscetíveis à corrosão devido ao acúmulo de Nb e Mo, uma

vez que precipitados como Laves e NbC consomem uma grande quantidade destes elementos.

Xing; Di; Wang, (2014), associa que a precipitação de fases secundárias nas

regiões interdendríticas está diretamente relacionada com microssegregação desses elementos,

e relaciona o coeficiente de partição K dos elementos Cr, Fe, Mo, Nb, Al e Si, K = CS/CL, onde

CS é a composição química do sólido e CL do liquido, e descreve com que intensidade um

elemento de liga se divide nas fases líquida e sólida durante a solidificação. Assumindo que o

coeficiente K é uma constante, a composição do centro da dendrítas seria KCL, e assim a razão

entre a composição do centro das dendrítas e da região interdendrítica pode ser usada para

aproximar o coeficiente de partição.

Figura 19: Distribuição de linha de elementos químicos no revestimento de solda: a)

micrografias MEV da solda de revestimento. Os pontos indicam os espaços

interdendríticos; b) diagrama

48

Na figura 20 é possível verificar que os elementos com coeficiente de partição

K>1 como o Ni e Fe segregam para a regiões no centro das dendrítas e o Mo, Nb, Al e Si com

K<1, enriqueceram as regiões interdendríticas, e o Cr com valor K igual a 1 exibiu distribuição

uniforme (XING; DI; WANG, 2014).

Fonte: (XING; DI; WANG, 2014)

2.2.13 Inconel 718

A liga 718 é uma superliga de Inconel típica de aumento de resistência mecânica

por precipitação. A liga combina resistência a altas temperaturas até 700°C com resistência à

corrosão e excelente capacidade de fabricação. Suas características de soldagem, especialmente

sua resistência a trincas pós-soldadas, são excelentes. Para uso marinho, a liga 718 é usada para

peças de motores aeronáuticos; peças de estrutura de alta velocidade, como rodas, caçambas e

espaçadores; parafusos e elementos de fixação de alta temperatura, tanque criogênico e

componentes para extração de petróleo e gás e engenharia nuclear (ASM 2000).

A figura 21, pode notar-se o comportamento da resistência mecânica de acordo

com a temperatura de aplicação da liga.

Figura 20: Composição química do núcleo da dendrita e interdendrítica no metal

depositado por solda de Inconel 625 (% em peso).

49

Figura 21: Propriedades de tração à temperatura elevada de uma barra de Inconel 718 laminado a

quente, recozido e envelhecido de 13 mm de diâmetro

Fonte: (ASM, 2000) Traduzida Pág. 35 - Traduzido

Composição química da liga de Inconel 718: 17.0% a 21.0% cromo; restante de

ferro; 2,8% a 3,3% molibdênio; 4,75 % a 5,5% nióbio; 0,08 Máximo carbono; 0.35% Máximo

de manganês; 0.35% Máximo de silício; 0.015% Máximo fosforo; 0.015% Máximo de enxofre;

0,2 a 0,8 de alumínio; 0,65 a 1,15% titânio; 1.0% Máximo cobalto; 50 a 55 % níquel, 0,006

Máximo de boro, 0,30% máximo cobre (ASME, 2017).


escoamento 1034 MPa e alongamento mínimo de 12% e dureza 331 HB (ASME, 2017).

50

Figura 22: Estrutura típica da liga Inconel 718

Fonte: (RAMKUMAR et al., 2017) Pág. 308

2.2.14 Arame ERNiCrMo-3

A composição nominal do arame de soldagem desta classificação é 61Ni, 22Cr,

9Mo e 3,5 Nb mais Ta. Esse consumível é utilizado na soldagem de liga de níquel-cromo-

molibdênio (UNS N06625) com ele próprio, com aço carbono, para outras ligas à base de

níquel, para revestimento de aço com solda de níquel-cromo e molibdênio e para soldar o lado

revestido das juntas em aço com liga de níquel-cromo-molibdênio usando os processos GTAW,

GMAW (MIG/MAG), SAW e PAW. Esse metal de adição é recomendado para aplicações em

que a temperatura operacional varia de criogênica a 540 ° C (ASME, 2017).

Composição química: 0,10% máx. C; 0,5% máx. Mn; 5% máx. Fe; 0,015% máx.

S; 0,5% máx. Si; 0,5% máx. Cu; 58 min Ni+Co; 0,4 máx. Al; 0,4 máx. Ti; 0,02 máx. P; 3,15 a

4,15% Nb+Ta; 8 à 10% Mo; 20 à 23% Cr (ASME, 2017).


escoamento 450 MPa e alongamento mínimo de 35%, Dureza de 95HB (LIPPOLD; KISER;

DUPONT, 2011).

51

2.2.15 Soldagem das ligas de níquel com aumento de resistência por solução sólida

A diversos processos de soldagem que podem ser utilizados na soldagem de

níquel e suas ligas, normalmente a soldagem acontece nas ligas de níquel com aumento de

resistência mecânica por solução sólida, onde a soldagem tem um maior sucesso (SOWARDS;

CARON, 2014; ASM, 2000).

As ligas com aumento de resistência por precipitados têm uma soldagem mais

crítica, porque as presenças das fases secundárias aumentam a suscetibilidade de trincas. Esses

materiais após soldados geralmente sofrem tratamento térmico de solubilização para voltar às

fases do material na condição de fornecido (ASM, 2000).

As ligas à base de Ni com aumento de resistência por solução sólida e solidificam

como austeníta e permanecem assim até o final da solidificação. A segregação durante a

solidificação dessas ligas resulta em variação local na composição no nível do subgrão de

solidificação. Em muitas ligas, a segregação de elementos de liga e impureza pode levar à

formação de fase secundária no final da solidificação (SOWARDS; CARON, 2014; LIPPOLD;

KISER; DUPONT, 2011).

Na solidificação das soldas de ligas de níquel é possível verificar três tipos de

efeitos nos contornos de grãos.

- Solidificação nos contornos dos subgrãos, esses subgrãos estão normalmente

presentes como dendrítas e o contorno que separa os subgrãos adjacentes é conhecido como

contorno de subgrãos de solidificação. Esses contornos são vistos nas microestruturas porque

sua composição é diferente da microestrutura geral. A redistribuição de soluto que cria esse

gradiente de composição no subgrão é composta pela redistribuição de soluto, também

conhecida como “Particionamento de Scheil” (SOWARDS; CARON, 2014; LIPPOLD;

KISER; DUPONT, 2011; ASM 2000).

Esses contornos são caraterizados como limites de “Baixo angulo”. A baixa

desorientação resulta no crescimento do subgrão durante a solidificação e ocorre ao longo de

direções cristalográficas preferidas (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

- Solidificação nos contornos de grãos. O contorno de grãos de solidificação é

o resultado da interseção de grupos de subgrupos. Então os contornos de grãos são o resultado

direto do crescimento que ocorre ao longo da borda posterior da poça de soldagem. Como cada

um desses grupos de subgrãos tem uma direção e orientação diferentes para o crescimento, sua

interseção resulta em um contorno com alta desorientação angular. Estes são frequentemente

52

chamados de limites de grão de "alto ângulo" (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011; ASM 2000;

DUPONT, 1996).

O contorno do grão também exibe um componente de composição resultante da

redistribuição do soluto durante a solidificação. Essa redistribuição pode ser modelada usando

condições de contorno de solidificação e geralmente resulta em altas concentrações de

elementos de soluto e impureza nos contornos. Essas composições podem levar à formação de

filmes com baixo ponto de fusão ao longo dos contornos no final da solidificação que

promovem trincas de solidificação (SOWARDS; CARON, 2014; LIPPOLD; KISER;

DUPONT, 2011).

Migração de contornos de grãos, a solidificação dos contornos de grãos que se

forma no final da solidificação tem um componente composicional e cristalográfico. Em

algumas situações, é possível que o componente cristalográfico do contorno de grão migre para

longe do componente de composição. Esse novo contorno carrega a desorientação de alto

ângulo do grão e é chamado de migração de contorno de grão. Uma migração adicional do

contorno é possível durante o reaquecimento, como acontece durante a soldagem multipasses

(LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011; ASM 2000).

Um exemplo dos três tipos de interface no metal de solda é mostrado na Figura

23 a distância real de migração do contorno de grão está apenas a algum mícrons do contorno

de grão original e corta o centro dos subgrãos de solidificação (LIPPOLD; KISER; DUPONT,

2011).

Fonte: (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011) Traduzido Pág. 58

Figura 23: Esquema dos contornos

observados em metais de solda que

solidificam como austeníta

53

2.2.15.1 Segregação durante a solidificação

Na soldabilidade das ligas de níquel, as propriedades mecânicas e a resistência à

corrosão das ligas são amplamente controladas pelo comportamento de solidificação e a

microestrutura resultante da zona de fusão. As principais características microestruturais de

interesse incluem a distribuição de elementos de liga através da subestrutura celular/dendrítica

e as fases que se formam na zona de fusão durante a solidificação, como exemplo figura 24

(LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011; DUPONT, 1996).

O comportamento de solidificação da zona de fusão é, por sua vez, controlado

pelo comportamento de redistribuição de solutos.

A microestrutura final da zona fundida e o comportamento da solidificação

possuem forte influência na soldabilidade, propriedades mecânicas e a resistência a corrosão

das ligas de níquel. Diferente de um metal puro que em sua solidificação a composição do

sólido é igual à do líquido, o processo de solidificação de ligas é muito diferente. No início da

solidificação, os primeiros sólidos a se formarem podem comportar menor quantidade de soluto

que o líquido, ocasionando a rejeição do excedente de soluto para o líquido durante a

solidificação. Ou pode acontecer o contrário, o sólido pode acomodar mais soluto que o líquido,

absorvendo soluto a partir do líquido (SOWARDS; CARON, 2014; PESSOA, 2014).

54

Fonte: (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011) – Traduzido Pág. 65

2.2.16 Diagrama de fase ternário de Ni-Cr-Mo

A liga Ni-Cr-Mo formam a base para ligas reforçadas com solução sólida e serve

como matriz para algumas ligas endurecidas por precipitação. Na figura 25, 26 e 27 uma série

de seções isotérmicas de 1250 a 600°C são mostradas. O espaço da composição em linha de

cada figura representa o conteúdo típico de Cr (10–30% em peso) e o teor de Mo (0–1 5% em

peso) que podem ser encontrados em ligas comerciais (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

Figura 24: Fase P localizada em regiões interdendríticas e a

distribuição de alguns elementos na zona de fusão com o

mapeamento químico da região mostrada

55

Fonte: (ASM, 2000) – traduzida Pág. 337


Figura 25: Seção isotérmica de Ni-Cr-Mo à 1250°C


56


Esses diagramas revelam vários recursos importantes de estabilidade de fase

deste sistema. Primeiro, a presença de Mo estabiliza uma gama bastante ampla de compostos

intermetálicos. Muitas dessas fases, como σ e P, são frequentemente observadas em soldas de

ligas comerciais com Inconel 625 como visto na figura 28 (LIPPOLD; KISER; DUPONT,

2011).

Fonte: (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011) Pág. 73


Figura 28: Exemplo de fase σ (a) e (b) fase P (c) e (d),

observados na zona de fusão de uma liga Ni-Cr-Mo

57

A solidificação dessas ligas sempre inicia com austeníta, o Mo é segregado no

líquido durante a solidificação, causando enriquecimento significativo de Mo no líquido. A

projeção do líquido indica que isso promoverá a formação de compostos intermetálicos nas

regiões interdendríticas no final da solidificação. A formação dessas fases terminais de

solidificação tem implicações importantes em relação à suscetibilidade de trinca de

solidificação na zona de fusão. Essas fases intermetálicas podem se formar no estado sólido por

reações de precipitação devido à solubilidade decrescente de Mo e Cr em Ni que ocorre com a

diminuição da temperatura (LIPPOLD; KISER; DUPONT, 2011).

2.3 SOLDAGEM PELO PROCESSO MIG/MAG (GMAW)

2.3.1 Fundamentos

O processo de solda MIG/MAG do termo Inglês “Metal inert gas” e “Metal ative

gas”, é um processo de arco elétrico, onde o aquecimento e fusão das peças ocorrem por um

arco estabelecido entre uma peça metálica e um eletrodo nu (arame metálico) com uma proteção

gasosa de gás inerte ou ativo para evitar a contaminação da poça de fusão com ar atmosférico

que é oxidante e desestabiliza o arco elétrico (MCINTOSH; MENDEZ, 2017; MARQUES;

MODENESI; BRACARENSE, 2005).

O processo é considerado como semiautomático, devido a alimentação do arame

metálico de soldagem é feito mecanicamente por um alimentador motorizado e os outros

parâmetros da soldagem são controlados pelo soldador.

A manutenção do arco é mantida pela alimentação contínua do arame. O calor

gerado pelo arco é suficiente para fundir o metal de adição com a peça de trabalho (MARQUES;

MODENESI; BRACARENSE, 2005, ELANGO; SETHURAMAN, 2015).

O processo MIG/MAG pode ser utilizado em diversos tipos de materiais e ligas

ferrosas e não ferrosas e diversas espessuras.

58

2.3.2 Equipamentos

Os equipamentos básicos para soldagem MIG/MAG é constituído por uma fonte

de energia, um alimentador de arame, uma tocha de soldagem e uma fonte de gás protetor, além

de cabos e mangueiras, conforme visto na foto 1 (MARQUES; MODENESI; BRACARENSE,

2005).

Foto 1: Equipamentos para o processo MIG/MAG.


2.3.3 Aplicações industriais

Com o processo de soldagem MIG/MAG é bastante versátil em termos de ligas

e espessuras de materiais podendo ser usado em todas as posições. Além de soldagem de união

o processo pode ser utilizado em soldagem de revestimentos de peças metálicas (MARQUES;

MODENESI; BRACARENSE, 2005).

Uma das mais utilizadas aplicações é na soldagem em indústrias

automobilísticas onde o processo é utilizado com robôs e se enquadra com soldagem

59

robotizadas, também é muito utilizado a indústria ferroviária, fabricação de equipamentos de

uma forma geral (MARQUES; MODENESI; BRACARENSE, 2005).

2.4 CLAD

2.4.1 Definição de Clad

Clad é um produto bi metálico, onde são desejadas as características dos dois

componentes, da liga resistente a corrosão e do metal de base (SMITH, 2012). A utilização do

clad vem sendo utilizado nos últimos 50 anos, mais aplicado nas indústrias de óleo e gás. O

clad tem excelente custo benefício em sua aplicação, visto que a utilização de uma liga maciça

resistente a corrosão terá um custo superior, então o clad é utilizado considerando a resistência

mecânica do metal de base (geralmente ligas de aço carbono) e resistência a corrosão da liga

do clad, que geralmente são ligas de níquel, cobre e aços inoxidáveis (SMITH, 2012).

2.4.2 Classificação do Clad

As classificações para o clad vão depender do método de fabricação, que pode

ser por: laminação a quente, explosão ou soldagem, e a utilização vai depender de sua aplicação

(SMITH, 2012).

Na laminação a quente as chapas que formaram o clad são produzidas

separadamente, metal base e liga resistente a corrosão, ambas são limpas antes da junção, então

as mesmas são sobrepostas de modo que passaram por rolos metálicos em altas temperaturas

para fazer a união das mesmas por pressão no estado sólido por meio de difusão. Alguns

cuidados devem ser tomados quando utiliza esse método, um deles é prevenir que se forme

óxidos de cromo na face da superfície da liga resistente a corrosão, um método para essa

prevenção é manter a atmosfera com gás inerte, geralmente utilizando o gás argônio (SMITH,

2012).

Na soldagem por explosão esse tipo de clad é resultante de uma explosão para

união da liga resistente a corrosão com o metal de base, o metal de base é colocado sobre um

dispositivo e entre o metal de base e a liga resistente a corrosão são colocados geralmente calços

60

para separar esses materiais, em cima da liga são adicionados materiais explosivos. No

momento da explosão a união desses materiais se dá pela alta energia de impulso da explosão.

Essa explosão ocorre de forma progressiva, e gera a colisão da interface do metal de base com

a liga anticorrosiva resultando na união dos materiais por difusão (SMITH, 2012).

A soldagem de revestimento (overlay) vem sendo muito utilizado nos últimos

40 anos em revestimentos de peças com geometrias mais complexas, o que impede ou dificulta

a aplicação de outros tipos de revestimentos. Esse método é aplicado por processos de soldagem

que serão utilizados de acordo com o as características do produto como: acesso, tipo de

material e custos (SMITH, 2012).

A soldagem por revestimento (overlay) é considerada um processo lento

comparado com os demais, na figura 29 abaixo, detalha alguns processos de soldagem e a taxa

de deposição em kg/h de cada um deles (SMITH, 2012).

Fonte: (SMITH, 2012) Pág. 8 - Traduzido

2.4.3 Vantagens

A maior vantagem do revestimento tipo clad são os custos de matéria prima e

tempos de fabricação. A utilização se torna rentável devido a materiais resistentes a corrosão

como o níquel e os aços inoxidáveis, essas ligas têm um custo elevado em comparação com

Figura 29: Taxa de deposição de kg/h em processos de soldagem para

obtenção de revestimento tipo overlay

61

materiais com boa resistência mecânica, porém pobres na resistência a corrosão como exemplo

o aço carbono (SMITH, 2012).

A utilização do clad torna a liga aplicável em ambientes onde é necessária

resistência a esforços mecânicos, o metal de base em aço carbono suportará essa resistência e

em ambientes corrosivos onde a liga resistente a corrosão trabalhará como uma barreira

impedindo que o fluído corrosivo entre em contato com a liga sujeita aos esforços mecânicos e

frágil a corrosão (SMITH, 2012).

O clad terá uma espessura maior do metal de base com baixo custo e uma fina

camada da liga resistente a corrosão com custos maiores, sedo assim, mais econômico quando

comparado com a utilização de uma liga sólida com boa resistência mecânica e resistência a

corrosão (SMITH, 2012).

2.5 CORROSÃO

Corrosão é o nome dado a diversos tipos de degradação do material que podem

ocorrer por diversos fatores como ambientes, temperaturas e fluídos. Os mecanismos mais

comuns que caracterizam a corrosão são: corrosão generalizada, corrosão localizada, ataque

químico, corrosão por pite, corrosão por frestas, entre outras, que são identificadas por sua

morfologia de ataque e aspectos visuais (ASM, 1987).

2.5.1 Corrosão em ligas de Inconel 625

A principal aplicação da liga de níquel Inconel 625, são em ambientes corrosivos

e oxidantes em temperaturas superiores a 500°C, onde a liga deve ser resistente a

particularmente corrosão por pite e corrosão por frestas (ASM, 2000; ŁYCZKOWSKA;

MICHALSKA, 2017).

Corrosão por pite é classificada como uma corrosão localizada, este tipo de

corrosão atua no metal de forma muito rápida e é de difícil identificação, porque ela age na

maioria das vezes na seção transversal da liga por um pequeno ponto aparente na superfície, a

descontinuidade causada pela corrosão por pite pode ser denominada de pite quando é um ponto

localizado e profundo ou pite alveolar quando a largura da descontinuidade apresenta ser maior

que a profundidade (ŁYCZKOWSKA; MICHALSKA, 2017; ASM, 1987).

62

O mecanismo de corrosão por pite é considerado quando existe por algum

motivo a quebra da camada passiva da liga, então essa área é considerada uma célula eletrolítica

onde o ânodo é considerado uma pequena área de metal ativo e o cátodo é considerado uma

grande área de metal passivo. Nesse ponto existe uma diferença de potencial elétrico, onde corre

o fluxo de corrente elétrica e inicia a corrosão no pequeno ponto do metal ativo (GALVELE,

2005; ASM, 1987).

Quando o processo de corrosão por pite é iniciado para dentro da

descontinuidade, a corrosão continua aumentando por meio de processo auto catalítico

conforme figura 30 (GALVELE, 2005; ASM, 1987).


Corrosão por frestas, é denominada uma corrosão localizada que ocorre em

espaços muito pequenos entre componentes como metal com metal e metal com não metal, e

pode se formar em trincas, e outros defeitos metalúrgicos no metal que causam espaços vazios

(ASM, 1987).

O mecanismo de corrosão por frestas comumente ocorre em ambientes onde

existe uma diferença de concentração em solução de eletrólitos. Esse fenômeno é proveniente

Figura 30: Processo auto catalítico iniciado a partir de um ponto por corrosão

por pite em ambientes ricos em cloretos

63

de uma concentração diferencial geralmente de oxigênio, onde dentro da fresta há a diminuição,

enquanto na superfície externa há uma maior concentração de oxigênio tornando-se catódica

(GALVELE, 2005; ASM, 1987).

A corrosão por fresta ocorre quando a superfície da fresta mantém o meio

corrosivo estagnado em seu interior, formando íons metálicos (particularmente de cromo em

aços inoxidáveis), resultando em uma solução ácida devido a maior concentração destes íons

na solução do eletrólito no interior da fresta. Esta solução com concentrações de ácido e cloreto,

rompem o filme passivo de ligas inoxidáveis ocasionando assim uma diferença de potencial,

gerando corrosão na parte externa da fresta. A corrosão por fresta das ligas contendo cobre, é

frequentemente identificada como corrosão celular de concentração de íons metálicos (ASM,

1987).

64

3 METODOLOGIA

Este capítulo aborda a metodologia empregada no trabalho para aprofundar o

estudo referente ao limite máximo do percentual de ferro permissível em revestimento por

soldagem em ligas a base de níquel (API, 2014), bem como os materiais e equipamentos que

foram utilizados para preparação, execução e caracterização dos corpos de prova.

3.1 MATERIAIS E MÉTODOS

Os materiais empregados para soldagem dos corpos de prova são classificados

como metal de base, revestimento (arame sólido) e gás de proteção. O metal de base foi

selecionado conforme norma ASME seção II Parte A - SA-516 Gr-70 em forma de chapa com

espessura de 12,5mm x 200mm x 250mm. A escolha desse material é devido a utilização na

indústria para fabricação de equipamentos para trabalho em refinarias e plataformas de extração

de petróleo como: trocadores de calor, torres e vasos de pressão. O material de adição que foi

escolhido conforme norma ASME II Parte C SFA 5.14 ERNiCrMo-3, no qual a composição

química é semelhante a um material maciço em Inconel 625 (ASM, 2000), buscando assim a

camada final com composição química semelhante.

O gás de soldagem utilizado foi argônio conforme especificação ASME Seção

II Parte C SFA 5.32 SG-A, que se classifica como um gás inerte, onde o mesmo terá a função

de proteger a poça de fusão da soldagem contra contaminação do ar atmosférico e assim evitar

contaminação e desestabilização do arco elétrico de soldagem.

As 8 etapas estabelecidas para a metodologia foram agrupadas de acordo com a

ordem de execução dos trabalhos conforme abaixo:

Etapa 1 - Preparação dos materiais;

Etapa 2 - Ajuste dos parâmetros de soldagem;

Etapa 3 – Soldagem dos corpos de prova;

Etapa 4 - Análise química;

Etapa 5 - Análise da microestrutura após soldagem;

Etapa 6 - Ensaios de corrosão;

Etapa 7 – Análise da presença de pite na superfície do revestimento;

Etapa 8 - Caracterização metalúrgica da região submetida ao ataque corrosivo.

65

3.1.1 Etapa 1 - Preparação dos materiais

Nesta etapa foi considerado a preparação dos materiais consumíveis como

chapas em aço carbono, arame sólido e gás, fazendo a ligação elétrica dos equipamentos e a

limpeza superficial das chapas dos corpos de prova, foto 2.

Foto 2: Superfície preparada por lixamento para soldagem da chapa SA-516 Gr. 70


Para confirmação das fases existentes no material SA-516 Gr.70 foi realizado

um ensaio micrográfico em confirmação ao exposto por COLPAERT (2018) no item 2.1.3, foi

verificado a quantidade de fases de perlíta e ferríta no aço baixo carbono, conforme visto na

micrografia da figura 31 a quantidade de perlíta e ferríta está coerente com o percentual de

carbono do material, resultando em uma quantidade de 75% de ferríta e 25% de perlíta em

volume.

66

Figura 31: Presença de Ferríta e Perlíta da Chapa SA-516 Gr. 70 com 75% de ferríta (Partes claras) e

25% de perlíta (partes escuras) em volume.


Análise feita com microscópio óptico, e ataque com Nítal 5%

3.1.2 Etapa 2 - Ajustes dos parâmetros de soldagem

Nessa etapa foram definidos os ajustes dos parâmetros de soldagem como:

tensão, corrente, velocidade de alimentação do arame, temperatura, energia de soldagem (heat

input), ângulo de trabalho, vazão de gás, largura e altura do cordão de solda, foram executados

a fim de que o mesmo proporcione um cordão de solda com aparência visual sem

descontinuidades visíveis, estabilização do arco elétrico durante a soldagem e minimizar a

quantidade de respingos. Os ajustes foram feitos utilizando materiais com a mesma

classificação dos materiais que foram utilizados para realização dos corpos de prova para o

trabalho final definido no item 3.1, conforme foto 3 (SANDES, 2016).

67

Foto 3: Ajustes de parâmetros de soldagem do revestimento

a) Posição da tocha b) Parâmetros elétricos


Os ajustes definidos são conforme tabela 5

Tabela 5: Parâmetros de soldagem

Tensão 30 a 31 volts

Corrente 190 a 210 amperes

Velocidade de avanço da tocha 35 cm/min

Energia (heat input) 1,20 kJ/mm

Temperatura Máxima de 145°C

Vazão de gás 14 a 18 l/min

Largura do cordão 7mm

Altura do cordão 4 mm

Velocidade de alimentação do arame 31 m/min

Ângulo da tocha 90°


68

3.1.3 Etapa 3 - Soldagem dos corpos de prova

Após os ajustes corretos dos parâmetros de soldagem definidos no item 3.1.2, a

deposição do revestimento foi executada sobre a superfície da chapa em material SA-516 Gr

70 com o arame da liga ERNiCrMo-3, formando cordões de solda com dimensões (altura,

largura e comprimento) controladas.

Cada cordão de solda foi lixado em cerca de 50% da sua largura para os cordões

seguintes ficarem sobreposto até formar uma largura de revestimento de 70 mm total, figura 32.

Figura 32: Sobreposição dos cordões de soldagem


Com o objetivo de realizar os ensaios em superfícies com diferentes percentuais

de ferro na superfície em contato com o fluido corrosivo, será necessário camadas e processos

diferentes para obter o percentual de ferro diferente, porem utilizando os mesmos parâmetros

de soldagem, a fim de não modificar a estrutura da zona fundida.

Corpo de prova 1 – Foi soldado utilizando apenas uma camada de revestimento

foto 4.

69

Foto 4: Corpo de prova 1


Corpo de prova 2 - Foi soldado uma camada completa de revestimento, após isso

foi removido metade da espessura da primeira camada e soldado uma segunda camada por cima

conforme figura 33.

Figura 33: Sobreposição de uma camada de revestimento por soldagem


70



Corpo de prova 3 - Foi soldado uma camada completa em seguida lixada

completamente toda espessura até a superfície ficar plana com a chapa de base e em seguida foi

soldado a segunda camada, figura 34.

Figura 34: Sobreposição de uma camada de revestimento por soldagem com remoção completa da

primeira camada


71



Corpo de prova 4 - Foi soldada uma camada de revestimento, então removido

completamente em seguida, soldada a segunda camada e removida também completamente, e

finalmente foi soldado a terceira camada, figura 35.

Figura 35: Sobreposição de duas camadas de revestimento por soldagem com remoção completa da

primeira e segunda camada


72



Para a deposição do revestimento de soldagem foram utilizados os equipamentos

e instrumentos de medição a seguir:

Fonte de soldagem eletrônica: Marca Lincoln Ideal arc CV 400;

Tocha MIG/MAG auto refrigerada para arame simples SBME-506/5

Alimentador de arame: Lincoln LF 33

Bancada para suporte da peça;

Lixadeira rotativa para discos de Ø 4.1/2” GSW 6-115- Bosh;

Disco de desbaste de Ø 4.1/2” WA 46BF Bosh;

Multímetro; Marca: Minípa ET-3880;

Cronômetro digital INS 1338 – Instrusul;

Medidor de temperatura HH376 Omega;

Paquímetro digital, Mitutoyo IP-67.

73

3.1.4 Etapa 4 - Análise química

A Análise química tem a finalidade de estabelecer os percentuais de cada

elemento de liga na superfície final do revestimento depositado por soldagem de cada amostra

que foi submetida em seguida ao ensaio de corrosão conforme norma ASTM G-48, método A,

e NORSOK M-601 com temperatura de ensaio de 50°C e tempo de 24 horas.

Esta análise química definiu o percentual de ferro na superfície final de cada

corpo de prova a fim de verificar o impacto que a diferença desse valor com o obtido na liga

terá na capacidade de resistência a corrosão da liga Inconel 625 (ERNiCrMo-3) (AGUIAR,

2010; SANDES, 2016).

Para a realização da análise química a superfície foi preparada por meio de

lixamento da superfície deixando a mesma plana e removendo as escamas decorrentes dos

passes de soldagem.

Abaixo estão os equipamentos e instrumentos utilizados para preparação e

realização da análise química.

Serra de fita – FRANHO FM 500A;

Lixadeira rotativa para discos de Ø 4.1/2” GSW 6-115- Bosh;

Disco de desbaste de Ø 4.1/2” WA 46BF Bosh;

Espectrômetro Raios-X, Marca: X-MET 5100.

3.1.5 Etapa 5 - Análise da microsestrutura após soldagem

O procedimento para realização da caracterização microestrutural do

revestimento após soldagem seguiu a sequência de corte e lixamento em sequência de

granulações, 220, 320, 400, 600 e 1200, seguido de polimento mecânico com pasta de diamante

1/4 µm.

O reagente utilizado para atacar o metal de solda, liga de níquel (ERNiCrMo-3)

foi água régia formado por mistura de 3 moles de HCl a 1 mol de HNO3, isto é, na razão de 3:1,

por imersão com tempo de 30 segundos.

A caracterização microestrutural foi realizado por microscopia ótica (MO)

realizada através do microscópio metalográfico com um sistema de aquisição de imagem.

74

Os equipamentos utilizados para preparação e na análise dos corpos de prova

estão descritos abaixo:

Máquina de lixamento semiautomático: Marca Polipan-2

Lixas de carbeto de alumínio: Marca 3M

Politrix: Marca Risitec PLR II

Pasta de diamante ¼ µm: Marca Fortel

Microscópio estéreo: Marca Zeiss


3.1.6 Etapa 6 - Ensaio de corrosão

Esta etapa consiste no ensaio de corrosão realizado conforme os métodos pré-

estabelecidos na norma ASTM G-48, método A, tendo como critério de aceitação a norma

NORSOK M-601 com temperatura de ensaio de 50°C e tempo de 24 horas em imersão em

cloreto férrico (ASM, 2015; NORSOK, 2016)

Os equipamentos utilizados para o ensaio de corrosão são:

Máquina de banho termostático SHAKAR SHZ-82;

Timer analógico Diyimore -DM

Foto 8: Microscópio utilizado na análise

microestrutural

75

3.1.7 Etapa 7 - Análise da presença de pite na superfície do revestimento

Após o ensaio de corrosão descrito no item 3.1.6 a superfície do revestimento

dos corpos de prova foi verificada inicialmente através de estéreo microscópio, seguido de

análise por microscopia eletrônica de varredura (MEV).

Os equipamentos utilizados para a análise estão descritos abaixo:

Estéreo microscópio - Insive

MEV/EDS – HITACHI - TM3000 Table Top Scanning Electron Microscope – SENAI


3.1.8 Etapa 8 - Caracterização metalúrgica da região submetida ao ataque corrosivo

Nesta etapa foi realizado a caracterização metalúrgica e verificada a superfície

do revestimento dos corpos de prova após o ensaio de corrosão, e assim analisado a

microestrutura do revestimento e como o ferro se comporta e poderá afetar as propriedades

corrosivas da liga de Inconel 625 (UNS N00625). (YE et al., 2016; SANDES, 2016).

Equipamento utilizado para análise:

MEV/EDS – HITACHI - TM3000 Table Top Scanning Electron Microscope - SENAI

Foto 10: Estéreo microscópio -

Insize

Foto 9: MEV/EDS – TM300

76

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO

Neste capítulo serão apresentados e discutidos todos os resultados obtidos no

trabalho, bem como, comparado com algumas referências encontradas, os resultados serão

discutidos conforme ordem de execução dos ensaios de acordo com as etapas que resultaram

em ensaios e testes.

4.1 ETAPA 2 E 3 – AJUSTES DOS PARÂMETROS DE SOLDAGEM E

SOLDAGEM DOS CORPOS DE PROVA

Após os ajustes necessários para os parâmetros de soldagem obteve-se cordões

de soldagem isentos de descontinuidades como porosidade, trinca e falta de fusão.

4.2 ETAPA 4 – ANÁLISE QUÍMICA

As análises químicas foram realizadas em cada superfície do revestimento dos

corpos de prova 1 ao 4, e verificado as composições encontradas em comparação com os valores

estabelecidos na norma da liga do consumível utilizado ERNiCrMo-3.

A tabela 6 abaixo corresponde aos valores dos elementos encontrados no ensaio

de espectrometria de raio-x e as diferenças de valores com o material da liga.

Os três pontos de análise química foram realizados no início, meio e final do

comprimento do revestimento de cada corpo de prova conforme mostrados na figura 36.


Figura 36 – Localização dos pontos da análise química

77

Tabela 6: Resultado análise química dos corpos de prova

AMOSTRAS Fe1 Cr1 Ni1 Mo1 Ti1 Nb1

ERNiCrMo-3 5,00 20,00

–

23,00

Min.

58,00

8,00

-

10,00

0,40 3,15

–

4,15

Corpo de

prova 1

Encontrado 21,00 18,90 49,90 7,30 0,20 2,70

Desvio +16,00 -1,10 -7,90 -0,70 - -0,45

Encontrado 18,30 19,20 51,90 7,50 0,20 2,80

Desvio +13,30 -0,80 -6,10 -0,50 - -0,35

Encontrado 18,20 19,60 51,80 7,40 0,20 2,80

Desvio +13,20 -0,40 -6,20 -0,60 - -0,35

Corpo de

prova 2

Encontrado 7,70 21,40 58,90 8,50 0,20 3,20

Desvio +2,70 - - - - -

Encontrado 7,50 21,50 59,00 8,50 0,20 3,20

Desvio +2,50 - - - - -

Encontrado 7,20 22,00 60,60 8,70 0,20 3,30

Desvio +2,20 - - - - -

Corpo de

prova 3

Encontrado 14,10 20,20 54,60 7,90 0,20 3,00

Desvio +9,10 - -3,40 -0,10 - -0,15

Encontrado 13,80 20,20 55,10 7,80 0,20 2,90

Desvio +8,80 - -2,90 -0,20 - -0,25

Encontrado 8,30 21,40 58,40 8,40 0,20 3,20

Desvio +3,30 - - - - -

Corpo de

prova 4

Encontrado 5,40 22,00 60,40 8,70 0,20 3,30

Desvio +0,40 - - - - -

Encontrado 2,50 22,30 62,40 9,00 0,20 3,40

Desvio - - - - - -

Encontrado 3,60 22,20 61,70 8,90 0,20 3,30

Desvio - - - - - -

Nota1 – Margem de erro ± 0,5


78

A solidificação em ligas de níquel resulta em microestruturas que são formadas

por dendrítas. Durante a solidificação, a composição química das regiões interdendríticas e

centro das dendrítas são diferentes devido a microssegregação de alguns elementos químicos

da liga, porém como a espectrometria utiliza uma área grande de exame, só se obtém o valor

médio.

De acordo com o ensaio realizado, pode-se notar que no corpo de prova 1 há

uma grande diferença nos valores dos elementos químicos do arame de ERNiCrMo-3 em

comparação com o encontrado na superfície do revestimento. Essa diferença é resultado da

diluição que ocorre no momento da soldagem, o corpo de prova 1 foi depositado somente uma

camada de soldagem de revestimento e com isso a diluição entre o metal de base (substrato) e

o revestimento (ERNiCrMo-3) é alta pois o ensaio foi realizado apenas a 1,5mm da linha de

fusão, assim os elementos que apresentam maiores valores de diferença foram o Fe e o Ni, onde

o percentual de Fe é maior que 98% da liga de aço carbono e o Ni tem valor maior que 58% no

arame ERNiCrMo-3, como o Fe tem uma alta solubilidade no Ni os átomos de Fe são

dissolvidos na poça de fusão do revestimento da liga de Ni devido a diluição, desse modo os

dois valores são os que apresentam uma maior diferença na análise química da superfície do

revestimento em relação a composição química do arame.

No corpo de prova 2 foi realizado a soldagem com duas camadas de

revestimento, sendo que foi removido 50% da espessura da 1° camada antes de depositar a

segunda camada por soldagem. Assim é possível verificar que na análise química as

composições dos elementos ficaram mais próximas da composição do arame, devido a 1°

camada já ocorrer a diluição do material do arame com o substrato, e no momento da deposição

da segunda camada os elementos do substrato de aço carbono já estarão menores, com isso, a

diluição da 1° camada com a segunda camada serão menores, se aproximando da composição

química do arame.

No corpo de prova 3 utilizou-se o método chamado amanteigamento (almofada),

que corresponde a deposição de uma camada de revestimento e posteriormente lixada até nível

da superfície do substrato. O efeito de diluição no metal de base possibilita uma redução do teor

de Fe na superfície diminuindo a diluição desse elemento na próxima camada.

De acordo com a tabela 6 é possível verificar que a diferença da composição

química do revestimento com o arame ainda é alta, principalmente no percentual de Fe, que é

o principal elemento do substrato, então pode-se notar que mesmo uma camada de

amanteigamento a segunda camada ainda teve um valor elevado de diluição.

79

O corpo de prova 4 foi soldado buscando alcançar a excelência do revestimento,

tendo sido empregado duas camadas de amanteigamento antes da deposição da 3° camada.

Com isso os valores dos elementos químicos na superfície do substrato antes do

deposito da 3° camada já continham grandes valores de elementos químicos da liga do arame e

um baixo percentual de Fe, assim a diluição ocorrida na última camada foi relativamente baixa.

Na tabela 6 é possível verificar que todos os elementos químicos analisados no revestimento

estão atendendo aos valores para a liga ERNiCrMo-3 do arame depositado.

80

4.3 ETAPA 5 - ANÁLISE DA MICROESTRUTURA APÓS SOLDAGEM

A microestrutura do revestimento está apresentada na figurada 37.

Figura 37: Micrografia dos corpos de prova, a) Micrografia corpo de prova 1; b) Micrografia corpo de

prova 2; c) Micrografia corpo de prova 3; d) Micrografia corpo de prova 4.

a) b)

c) d)


Como exibido na figura 37, é possível notar que a solidificação do revestimento

depositado nos corpos de prova apresenta microestrutura dendrítica colunar e equiaxial,

característica de uma solidificação dos cordões de soldagem em ligas de níquel. O espaçamento

dos ramos secundários de dendrítas (vide linhas vermelhas) na figura 37-C é pequeno em função

da redistribuição de soluto e da elevada taxa de resfriamento deste processo de deposição.

81

Normalmente em ligas comerciais o espaçamento interdendríticos fica por volta

de 30 a 100 µm, e neste caso o espaçamento é menor do que 10µm.

4.4 ETAPA 6 E 7 - ENSAIOS DE CORROSÃO E ANÁLISE DA PRESENÇA DE

PITE NA SUPERFICIE DO REVESTIMENTO

O ensaio de corrosão foi realizado conforme norma ASTM G48 método A, que

consiste em um procedimento para determinação da resistência de ligas a formação de corrosão

por pite, o método consiste praticamente na preparação da superfície a ser ensaiada por meio

de lixamento e polimento, seguido de um tempo de 24 horas ao ar para formação da camada

passiva da liga, neste caso Cr2O3/Al2O3 para o Inconel 625, e submetendo a mesma após esse

tempo em uma solução de cloreto férrico na temperatura de 50°C por 24 horas esses parâmetros

solicitados em normas de fabricação. O uso de soluções de cloreto férrico justifica-se porque

está relacionado, mas não é o mesmo, ao de um pite em uma liga ferrosa em ambientes com

cloretos.

O desempenho relativo das ligas nos testes de solução de cloreto férrico foi

correlacionado ao desempenho em certos ambientes reais, como água do mar à temperatura

ambiente e ambientes altamente oxidantes, com pH baixo, contendo cloreto, o método A foi

projetado para acelerar o tempo para iniciar a corrosão localizada em relação à maioria dos

ambientes naturais. Consequentemente, o grau de dano por corrosão que ocorre durante o teste

geralmente será maior do que em ambientes naturais em qualquer período de tempo semelhante

(ASTM, 2015).

Após a retirada dos corpos de prova da solução de cloreto férrico, foi analisado

a superfície do revestimento quanto a presença de pite.

A primeira análise da superfície foi feita utilizando estéreo microscópio, e pode

ser vista na figura 38

82


No corpo de prova 1 é possível verificar a presença discreta e isolada de pites.

Na análise feita através do MEV nota-se a presença de diversos pites localizados

de formas isoladas na superfície do revestimento conforme visto na figura 39, indicados pelas

setas.


Figura 39: Presença de pite com pequenas dimensões na superfície do

revestimento do corpo de prova 1 após ensaio de corrosão ASTM G48

método A com temperatura de 50°C e tempo de 24 horas de imersão

Figura 38: Análise da superfície do corpo de prova 1 por estéreo

microscópio – 20x

1

83

O corpo de prova 1 apresenta um percentual médio de ferro de 20%, muito além

do recomendado para o Inconel 625 que é no máximo 5%, esse elevado percentual de ferro,

como já mencionado anteriormente, pode ser prejudicial a resistência à corrosão da liga uma

vez que, o mesmo tende a substituir o níquel na estrutura e ser um dos elementos principais

para a formação de fase secundárias como a fase TCP (Laves) tipo Fe2Nb (SILVA et al., 2013b).

Observando-se com maior ampliação na figura 40 o pite indicado pela seta

número 1 da figura 39, é possível verificar que o mesmo apresenta imagem embaçada,

frequentemente atribuído a produtos aderidos a superfície de baixa condutividade elétrica,

normalmente sujidades. A não condução de elétrons se traduz por um carregamento na

superfície em decorrência da incidência do feixe eletrônico. A superfície carregada

eletricamente desvia este feixe, visto que cargas de mesmo sinal se repelem.


Figura 40: Presença de pite ampliada na superfície do revestimento do corpo de prova 1

84

Nesta figura é possível observar mais satisfatoriamente que a indicação se trata

de um “pite” ou como pode ser dito, um início de corrosão por pite, pois a superfície corroída

apresenta baixa profundida e dimensão.

Com relação ao manchamento que aparece como sombra, conclui-se que é um

resultado do ensaio por MEV, que devido ao ataque de elétrons utilizado para fazer a varredura

da superfície do corpo de prova, carregou eletricamente alguns elementos químicos com baixa

condução de eletricidade resultantes da corrosão.

Nota-se que no local do pite as dendrítas se apresentam em destaque, muito

provavelmente em função do ataque corrosivo preferencial ao longo da região de segregação

interdendrítica.

Os demais corpos de prova com percentuais de ferro de 5, 8 e 15% não

apresentaram indicação de pite na superfície do revestimento.

4.5 ETAPA 8 CARACTERIZAÇÃO METALÚRGICA DA REGIÃO

SUBMETIDA AO ATAQUE CORROSIVO.

Na caracterização dos corpos de prova deste estudo, foram realizados as analises

micrográficas por meio de MEV/EDS, buscando a identificação de precipitação de fases

secundárias na matriz γ - CFC da liga de Inconel 625.

Apesar da liga de Inconel 625 ser considerada como liga com aumento de

resistência por solução sólida, não necessitando de tratamento térmico para aumentar as

propriedades de resistência mecânica, a composição química contém valores consideráveis do

elemento Nb, 3,15% a 4,15% em peso, o que pode resultar na precipitação das fases secundarias

γ”, δ, fases TCP e carbonetos, quando exposta por longos períodos de tempo em altas

temperaturas, normalmente acima de 700°C ou por excessiva saturação de soluto em regiões

interdendríticas.

Na análise efetuada por meio de MEV/EDS no corpo de prova 1, nota-se a

presença de uma possível fase secundária TCP (Laves) precipitadas nas regiões interdendríticas

da estrutura celular, as setas na figura 41 indicam estas fases que se apresentam em tons mais

claros na figura.

85


De acordo com o elevado percentual de ferro no corpo de prova 1 em média de

20% Fe, a presença de fase Laves se torna mais provável. (Silva et al. 2013b).

Segundo Dupont (1996) o aumento do intervalo da temperatura de solidificação

da liga Inconel 625 em função de uma elevada presença de ferro possibilita uma reação eutética

contendo esse elemento na forma de intermetálico Fe2Nb, fase laves.

L → L + γ → L + γ + Laves → γ + Laves (Fe2Nb)

A análise química realizada através do EDS na microestrutura dendrítica dos

corpos de prova exibe o comportamento da microssegregação dos elementos Fe, Cr, Ni, Nb e

Mo, pelo coeficiente de partição K = CS/CL, foram realizadas análises nas regiões

interdendríticas e centro das dendrítas conforme valores da tabela 7, 8, 9 e 10.

Figura 41: Imagem do corpo de prova 1 apresentando precipitados secundários nas

regiões interdendríticas

86

Tabela 7: Composição química da região interdendrítica e centro das dendrítas do corpo de prova 1

Fe Ni Cr Mo Nb

Centro 17,26 38,25 15,81 6,85 1,41 Interdendrítica 10,91 33,93 15,34 7,80 3,93

K 1,58 1,30 1,03 0,88 0,36

Fonte: Próprio Autor


Fe Ni Cr Mo Nb


K 1,22 1,26 1,03 0,86 0,47



Fe Ni Cr Mo Nb


K 1,14 1,05 0,99 0,71 0,45



Fe Ni Cr Mo Nb


K 1,05 1,04 1,03 0,83 0,88


Os valores encontrados no centro e nas posições interdendríticas estão

consistentes com os valores de K (concentração CS/CL) para os elementos estudados Fe, Ni,

Mo, Nb e Cr.

87

As análises semi quantitativas pelo sistema EDS nos corpos de prova 1, 2, 3 e 4

tem tendências de maior concentração de Nb e Mo nas regiões interdendríticas devido a

microssegregação (redistribuição de soluto) no momento da solidificação. O Fe e o Ni

apresentam um efeito contrário ao nióbio e molibdênio, com uma maior concentração no centro

das dendrítas. O cromo não mostra sinais de segregação, pelo menos ao nível de inspeção deste

estudo.

No mapeamento químico por cores visto na figura 42 a 46, nota-se uma

tendência dos elementos Fe, Ni, Cr, Mo e Nb em se acumularem nas regiões interdendríticas e

centro das dendrítas decorrentes da microssegregação ocorrida na solidificação.


Figura 42 - Mapeamento químico por cores do elemento Cr do corpo de prova 1

88



Figura 43 - Mapeamento químico por cores do elemento Ni do corpo de prova 1

Figura 44 - Mapeamento químico por cores do elemento Mo do corpo de prova 1

89



Figura 45 - Mapeamento químico por cores do elemento Nb do corpo de prova 1

Figura 46 - Mapeamento químico por cores do elemento Fe do corpo de prova 1

90

5 CONCLUSÕES

Com a metodologia empregada foi possível obter superfícies com teores

de ferro crescentes de 5%, 8%. 15% e 20%.

A microestrutura de solda do Inconel 625 apresenta dendrítas tanto

colunares como equiaxial com espaçamento de ramo secundários abaixo de 10 µm o que

representa uma elevada taxa de resfriamento.

Nos testes de corrosão segunda a Norma ASTM G48 prática A com

temperatura de ensaio de 50°C e tempo de imersão de 24 horas, foi observado somente a

presença de “pite” no corpo de prova com teor mais elevado de ferro 20%.

Superfície com maior ataque 20% Fe apresentou “pites” indicando que

segundo esse ensaio seria o limite conservativo de ferro, já que o pite não se aprofundou.

O início do pite da liga com 20% de ferro, está localizado em uma região

com elevada concentração de ramos de dendrítas.

A Análise feitas através de EDS está em concordância com os dados

encontrados na literatura em termos de distribuição dos elementos Ni, Cr, Fe, Mo e Nb nesta

microestrutura.

Este estudo mostra que as especificações API 582 e Petrobras N-133 são

extremamente conservativas, visto que nos ensaios apresentados os teores de 5%, 8% e 15%

Fe, não houveram sinais de início de pite.

91

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