Influência do Ciclo Térmico de Soldagem no Crescimento de Grão, nas Transformações Microestruturais e na Formação de MA na GGZAC de aço TMCP^*

Influence of Welding Thermal Cycle on Grain Growth, Microstructural Transformations and MA Formation on CGHAZ of TMCP Steel

Resumo

A soldagem com elevado aporte térmico é uma das alternativas adotadas pelos estaleiros e fabricantes de torres eólicas para aumento da produtividade. No entanto, os ciclos térmicos gerados no processo podem provocar transformações microestruturais prejudiciais à tenacidade na zona afetada pelo calor, especialmente na região de grãos grosseiros (GGZAC). Neste trabalho foram avaliados o crescimento de grão e as alterações microestruturais na GGZAC de um aço de 355 MPa de limite de escoamento produzido por laminação controlada seguida de resfriamento acelerado (TMCP - Thermomechanical Controlled Process) em comparação com um aço convencional de mesma classe de limite de escoamento. Condições de soldagem de elevado aporte térmico foram simuladas em dilatômetro e na Gleeble®. Foi observado que o tamanho de grão da austenita prévia na GGZAC segue uma distribuição log-normal e que o aço TMCP apresentou menores tamanhos de grão. Esse resultado foi associado ao efeito de ancoramento por precipitados de TiN homogeneamente distribuídos e coerentes com a matriz em regiões onde a máxima temperatura não é suficiente para a sua dissolução. Os resultados indicam que é possível obter excelente tenacidade a baixa temperatura em juntas soldadas com elevado aporte térmico quando empregado o aço TMCP.

Palavras-chave:
GGZAC; Aços TMCP; Dilatometria; Gleeble®; Elevado aporte térmico

Abstract

High heat input welding is one of the alternatives adopted by shipyards and wind tower manufacturers for increasing productivity. However, the thermal cycles generated during welding may cause microstructural transformations that are detrimental to the toughness in the heat-affected zone, especially in the coarse-grained region (CGHAZ). In this work, the grain growth and the microstructural changes in the CGHAZ of 355 MPa class steel, produced by controlled rolling followed by accelerated cooling - TMCP (Thermo-Mechanical-Control-Process) were compared to a conventional steel of the same grade. High heat inputs welding conditions were simulated in the dilatometer and Gleeble®. It was observed that previous austenite grain size in the CGHAZ follows a log-normal distribution and the TMCP steel showed significantly lower values of grain size. This result was associated with pinning effect of TiN precipitates homogeneously distributed and coherent with the matrix in regions where the maximum temperature is not enough for its dissolution. The results showed that it is possible to obtain excellent toughness at low temperature in high heat input welded joints when using TMCP steel.

Key-words:
CGHAZ; TMCP Steels; Dilatometry; Gleeble®; High heat input welding

1. Introdução

A procura por novas alternativas de geração de energia limpa e por meios de transportes mais eficientes, com menores emissões atmosféricas [¹], tem sido o foco de grandes potências mundiais nos últimos anos. Nesse contexto a indústria eólica e a naval têm passado por processos de modernização dos seus meios de produção, objetivando a otimização dos custos e tempos de fabricação e redução do peso das estruturas e embarcações. Nesse cenário, os países asiáticos destacam-se como liderança mundial, sendo os maiores fabricantes de embarcações de grande porte e de torres eólicas [²,³]. Essa hegemonia se deve principalmente ao emprego de aços do tipo TMCP (Thermo Mechanical Control Process), pioneiramente desenvolvidos pelas siderúrgicas japonesas na década de 1970 [⁴]. Tais aços permitiram o aperfeiçoamento dos processos de união, dispensando a necessidade de preaquecimento na soldagem com baixo aporte térmico e viabilizando a exploração da soldagem com alto aporte térmico, resultando em um aumento da produtividade das etapas de soldagem durante a fabricação [⁵].

No Brasil, a indústria naval, após anos de estagnação, ressurgiu no início dos anos 2000 impulsionada pelos grandes investimentos realizados para o desenvolvimento da exploração em águas profundas do pré-sal. Nesse contexto, grandes estaleiros brasileiros, localizados nos estados do Rio de Janeiro, Pernambuco, Rio Grande do Sul, e Bahia [⁶], com o objetivo de otimizar os tempos e custos de produção, adquiriram equipamentos de soldagem capazes de realizar a soldagem com a deposição de um único passe de solda empregando aportes de calor da ordem de 200 a 280 kJ/cm. Segundo o SINAVAL [⁶], o Brasil possui 20 estaleiros de grande porte que, se não fosse o cenário politico/econômico atualmente desfavorável, esse setor teria capacidade de consumo de mais de 500 kt/ano, figura 1.

Figura 1
Setor naval e eólico segundo ABEEólica [³] e Sinaval [⁶]. Ilustração: Autor.

Já a geração de energia elétrica através da energia cinética dos ventos, só começou a ser explorada de forma expressiva no território brasileiro a partir de 2009, devido aos problemas de redução dos reservatórios hídricos o que impulsionou a criação de programas de incentivos federais como o PROINFA (Programa de Incentivo às Fontes Alternativas de Energia Elétrica) [⁷]. Segundo a ABEEOLICA (Associação Brasileira de Energia Eólica) [³], atualmente o Brasil possui em operação 583 parques eólicos com cerca de 7 mil aerogeradores e uma capacidade instalada para a geração de14,7 GW/ano, representando mais de 9% da matriz energética brasileira. A maior geração de energia eólica se concentra nas regiões Nordeste e Sul, sendo o Rio Grande do Norte, Bahia, Ceará e Rio Grande do Sul os estados com maior capacidade instalada, Figura 1.

Apesar dos grandes investimentos para o desenvolvimento do setor eólico e naval nacional, ainda existem muitos problemas como falta de conhecimento e mão de obra qualificada, de desenvolvimento de novos materiais, de tecnologia e projetos modernos que otimizem as inúmeras operações de soldagem empregadas na fabricação dos aerogeradores e dos navios de grande porte.

Na literatura é possível encontrar trabalhos de P&D e de aplicação [²,⁵,⁸-¹²] que comprovam a superioridade, principalmente em termos de soldabilidade, dos aços TMCP em relação aos aços convencionais. Porém, no Brasil, existem poucos trabalhos divulgando as vantagens de sua aplicação tanto na indústria naval quanto eólica nacional.

A simulação física dos ciclos térmicos é amplamente utilizada por institutos de pesquisa e empresas em várias partes do mundo em estudos de soldabilidade. Porém, devido ao reduzido número de equipamentos disponíveis no Brasil, existem poucos estudos nacionais que utilizaram essa metodologia [⁹-¹²]. Dessa forma, este estudo tem como principal objetivo avaliar o crescimento de grão, as alterações microestruturais e a tenacidade Charpy-V na região de grãos grosseiros da zona afetada pelo calor (GGZAC) de um aço TMCP de 355 MPa de limite de escoamento (LE), denominado UHHIW (Ultra High Heat Input Welding), em comparação com um aço de mesma classe de LE produzido por laminação convencional, ambos submetidos a distintos ciclos térmicos nos equipamentos dilatômetro e Gleeble®, de forma a simular elevados aportes de soldagem.

2. Materiais e Métodos

2.1. Materiais

Neste estudo, foram avaliados os aços estruturais da classe de 355 MPa de limite de escoamento, de 35 mm de espessura, produzidos em escala industrial e obtidos por dois métodos de processamento: (i) laminação controlada seguida de resfriamento acelerado (Aço Ultra High Heat Input Welding - UHHIW) e; (ii) laminação convencional seguida de tratamento térmico de normalização (Aço convencional - CONV). Ambos atendem os requisitos tanto da norma estrutural EN-10025 (CONV: parte 2; UHHIW: parte 4) [¹³,¹⁴] quanto do grau naval EH36 [¹].

2.1.1. Caracterização dos materiais

1. Análise Química: Para os dois materiais, foram retiradas amostras para a realização de análise química via espectroscopia ótica dos elementos, Mn, Si, Al, Ca, Ni, Cr, Cu, Nb, V, Ti e P e via Leco® dos elementos C, S e N;

2. Avaliação Metalográfica Via Microscopia Ótica: Para cada material, foram retiradas amostras para realização das análises ao microscópio ótico, em seções contendo o plano de espessura e longitudinais ao sentido de laminação da chapa. Para a identificação dos constituintes presentes na matriz dos dois aços, foi realizado preparação metalográfica convencional e utilizado ataque químico com reagente nital 4%. A análise do tamanho de grão ferrítico foi conduzida de acordo com a norma ASTM E112 [¹⁵].

3. Ensaios Mecânicos: foi realizado ensaio de tração para determinação do alongamento, do limite de escoamento e de resistência dos materiais estudados conforme os requisitos da norma ASTM A370 [¹⁶]. Também foi realizado perfil de dureza Vickers com carga de 5 kgf ao longo de toda a espessura com espaçamento de 1 mm entre impressões. Além disso, foi realizado ensaio de impacto Charpy-V segundo a norma ASTM A370 [¹⁶] utilizando três CPs do tipo full size (10X10X55 mm) retirados no meio da espessura e sendo o seu comprimento paralelo a direção de laminação.

2.2. Simulação do ciclo térmico de soldagem, caracterização metalográfica e ensaios de impacto Charpy-V

Com o objetivo de desenvolver uma metodologia para a classificação e o desenvolvimento da engenharia de aplicação de aços produzidos por distintas rotas de fabricação em relação à soldabilidade, foram utilizados os equipamentos de simulação física dilatômetro e Gleeble® para a reprodução de diferentes ciclos térmicos de soldagem. Para tal, foi aplicada uma velocidade de aquecimento de 100°C/s até a temperatura de 1350°C, com tempo de permanência de dois segundos. Posteriormente os CPs foram resfriados com diferentes velocidades de resfriamento, conforme descrito na Tabela 1. A correlação entre os diferentes tempos de resfriamento (Δt8/5 – tempo em segundos de resfriamento entre 800°C e 500°C) e os aportes térmicos (AT) simulados, foi determinada segundo as equações de Rykalin 2D (equação 1) [¹⁷].

Tabela 1
Parâmetros utilizados para a simulação da GGZAC no equipamento dilatômetro.

ΔT°8/5 (°C/s)	130	100	50	30	20	10	5,0	2,0	1,0	0,5
t8/5 (s)	2	3	6	10	15	30	70	150	300	500
AT (kJ/cm)	4	5	12	50	60	80	120	180	250	330

• ΔT°8/5 = Velocidade de resfriamento entre 800°C e 500°C; t8/5 = Tempo de resfriamento entre 800°C e 500°C; AT = Aporte Térmico.

$\eta AT=h\sqrt{\frac{4\pi kc\rho \Delta t_{8/5}}{\frac{1}{{\left(500-T_0\right)}^2}-\frac{1}{{\left(800-T_0\right)}^2}}}\to {\Delta }_{t8/5}=\left(\frac{1}{4\pi k\rho c}\right){\left(\frac{\eta AT}{h}\right)}^2\left[{\left(\frac{1}{500-T_0}\right)}^2-{\left(\frac{1}{800-T_0}\right)}^2\right]$ (1)

Onde: H: Aporte Térmico (J/mm); ƞ: Rendimento térmico do processo de soldagem, que varia em função do processo de soldagem que, nesse caso, será considerado como igual a um; k: condutividade térmica (0,5 W/cm°C); ρ: densidade (7,8 g/cm³); c: calor específico (1 J/g°C); Tp: temperatura máxima ou de pico (1350°C); T₀: temperatura ambiente ou de preaquecimento (25°C) e h: espessura da chapa ou peça (3,5 cm).

2.2.1. Ensaios dilatométricos

A avaliação do efeito dos ciclos térmicos nas temperaturas de transformação da GGZAC dos aços em questão foi realizada através de ensaios dilatométricos, simulando aportes térmicos de soldagem compreendendo valores entre 4 e 330 kJ/cm, Tabela 1. A análise por dilatometria é uma das técnicas de simulação termomecânica mais utilizadas para o estudo das transformações de fase no estado sólido em condições isotérmicas, de aquecimento contínuo e de resfriamento contínuo [¹⁸-²⁰]. Esta técnica permite determinar a evolução microestrutural em relação ao binômio tempo/temperatura através de alterações dimensionais do CP quando submetido a um ciclo térmico específico. A avaliação das alterações dimensionais e microestruturais do CP são utilizados para determinar as temperaturas críticas de transformação de um determinado material [²¹].

Foram utilizados corpos de prova (CPs) cilíndricos com 4 mm de diâmetro e 10 mm de comprimento, com o maior eixo orientado paralelamente à direção de laminação. Em todos os CPs submetidos aos ensaios dilatométricos, realizou-se, qualitativamente, através de uma malha de 16 pontos aplicada em cinco distintas regiões, a caracterização metalográfica via microscopia ótica (MO) após ataque com nital 4% seguindo a classificação do The Welding Institute (TWI) [²²], Tabela 2. Nesta mesma seção, realizaram-se ensaios de dureza Vickers com carga de 5 kgf.

Tabela 2
Classificação dos diferentes produtos de transformação da austenita na ZAC. Adaptado de [¹²,²²].

Microconstituintes formados na GGZAC em função da redução da temperatura de transformação		“The Welding Institute”	Terminologia adotada por outros Pesquisadores	Descrição Geral
		Ferrita Proeutetóide - FP	Ferrita de contorno de grão - FC Ferrita poligonal intragranular - FPI	Grãos alotriomórficos formados no contorno da γ; Grãos poligonais ou equiaxiais;
		Perlita - P	Perlita - P	Estrutura lamelar constituída de ferrita e cementita
			Agregado Ferrita Carboneto - AFC
		Ferrita com MAC Alinhada - FSA	Ferrita de Widmanstätten - FW Bainita Superior - BS	Placas paralelas de ferritas que tem suas origens em FPI ou FC Ex:(Ferrita de Widmannstätten);
		Ferrita com MAC Não Alinhada - FSN	Estrutura Granular - EG Bainita Inferior - BI	Placas de ferritas cercadas por microfases aproximadamente equiaxiais sem orientação definida ou somente agulhas de ferritas sem orientação definida;
		Ferrita de Widmanstätten Intragranular - FWI	Ferrita Acicular - FA	Microconstituinte formado no interior do grão γ, com aspecto de finas agulhas de orientação não definida separadas por contornos de alto ângulo e com razão de aspecto de 3:1
		Martensita - M	Martensita - M Bainita Inferior - BI	Martensita lenticular ou em placas

2.2.2. Simulação do maior aporte térmico na Gleeble®

Uma vez que as dimensões dos CPs utilizados no equipamento dilatômetro não permitem a realização de ensaios mecânicos, foi realizada a simulação do ciclo térmico de 0,5ºC/s (AT=330 kJ/cm) via equipamento Gleeble®, conforme esquematicamente ilustrado na Figura 2, para avaliar o efeito desse elevado aporte de calor, considerado, nesse trabalho, como o mais crítico para o crescimento de grão na GGZAC e na tenacidade da GGZAC resultante. Para cada aço avaliado, foram utilizados 5 CPs de seção quadrada 10 x 10 mm e 105 mm de comprimento, amostrados longitudinalmente em relação à direção de laminação e realizadas as seguintes análises:

Figura 2
Ilustração esquemática dos ciclos térmicos e dos CPs simulados na Gleeble®.

1. Análise Metalográfica: quantificação dos microconstituintes via MO e após ataque com nital 4%, através do método do intercepto, segundo a norma ASTM E 562-89 [²³]. Utilizou-se uma malha de 25 pontos para um aumento de 200X. Calculou-se um intervalo de confiança de 95% para os valores de fração volumétrica de cada microconstituinte. Para cada amostra, foram realizadas 100 aplicações da malha, resultando na contagem de 2500 pontos por amostra. Os microconstituintes foram classificados conforme o sistema criado pelo The Welding Institute-TWI [²²], Tabela 2;

2. Determinação da Área do Grão Austenítico Prévio (TGγ): via análise de imagens utilizando o software ImageJ, usando como referência os grãos de ferrita proeutetóide formadas nos contornos de grão de austenita. O objetivo é correlacionar o TGγ com os resultados de tenacidade Charpy – V;

3. Quantificação do constituinte MA: via análise de imagens utilizando o software ImageJ, após ataque combinado dos reagentes picral e metabissulfito de sódio. O objetivo é correlacionar a presença de MA com os resultados de tenacidade Charpy – V e;

4. Ensaios de Impacto Charpy-V: para cada aço, foram ensaiados 4 CPs a -40ºC (temperatura especificada para os aços avaliados na condição mais crítica estipulada para o grau naval EH36) conforme a norma ASTM A370 [¹⁶]. Os CPs foram redimensionados para o tipo full size (10 x 10 x 55 mm), com o entalhe posicionado logo abaixo da região do termopar, Figura 2.

3. Resultados e Discussão

3.1. Caracterização dos materiais base

Na Figura 3, podem ser observados os aspectos microestruturais dos materiais em questão. O aço CONV apresenta um bandeamento microestrutural de ferrita poligonal e perlita. No caso do aço UHHIW percebe-se a presença, em maior quantidade, de ferrita poligonal e bainita e, em menor quantidade, de finos nódulos de perlita, mais refinados do que os microconstituintes observados no aço CONV. Na figura 3c é evidenciado que o aço UHHIW apresenta, em maior quantidade, ferrita poligonal (67%) e bainita (29%) e, em menor quantidade, perlita (4%). Já para o aço CONV observa-se a predominância de ferrita poligonal (68%) em relação a perlita (32%). Por fim, na figura 3d é apresentado a distribuição de tamanho de grão ferrítico, realizado conforme a norma ASTM E112 [¹⁵], comprovando, quantitativamente, que o aço UHHIW apresenta uma microestrutura mais refinada (10 ± 1µm; n=112) em relação ao aço CONV (19 ± 2µm; n=112). O refinamento microestrutural do aço UHHIW é atribuído ao efeito combinado dos parâmetros de laminação controlada e do resfriamento acelerado que, associados à composição química, afetam significativamente os produtos de transformação da austenita.

Figura 3
Microestrutura, distribuição do tamanho de grão ferrítico e fração volumétrica dos microconstituintes dos aços avaliados. Ataque: Nital 4%. B = Bainita; F = Ferrita; P = Perlita.

O refinamento microestrutural do aço UHHIW pode ser atribuído ao efeito combinado dos parâmetros de laminação controlada e do resfriamento acelerado que, associados à composição química, afetam significativamente os produtos de transformação da austenita. Como já foi demonstrado em diversos trabalhos [²,⁵,⁸-¹²,²⁴,²⁵], esse refinamento estrutural proporciona uma excelente combinação de resistência mecânica com elevados valores de tenacidade. A composição química realizada via espectroscopia ótica, e as propriedades mecânicas e tenacidade Charpy-V desses materiais se encontram nas Tabelas 3 e 4, respectivamente.

Tabela 3
Composição química dos aços UHHIW e CONV (% p/p).

Aço	C	Mn	Si	P	S	Al	Ca
UHHIW	0,09	1,38	0,22	0,012	0,0009	0,033	0,0016
CONV	0,16	1,42	0,18	0,020	0,0020	0,035	0,0021
	Ni+Cr+Cu+Nb+V		Ti	N	Ti/N	Ceq(a)	Pcm(b)
UHHIW	0,095		0,010	0,0042	2,37	0,32	0,17
CONV	0,11		0,020	0,0039	5,13	0,41	0,24

• ^(a) [²⁶]; ^(b) [²⁶].

Tabela 4
Valores de propriedades mecânicas e tenacidade Charpy-V dos aços UHHIW e CONV.

Aço	Limite de Escoamento (MPa)a	Limite de Resistência (MPa)a	Alongamento (%)b
UHHIW	408±6	513±8	31±2
CONV	416±3	541±7	23±3
Espec. EN10025 (2&4)	≥345	470 - 630	≥21
Espec. EH 36	≥345	490 - 620	≥15
Aço	Charpy-V (J)c (-40ºC)	Especificação
		EN10025 (2&4)	EH 36
UHHIW	433±2	31J(-40ºC)	34J(-40ºC)
CONV	147±39	27J(-20ºC)

• Nota: a - valor médio determinado a partir do ensaio de três corpos de prova; b - Base de Medida = 50 mm; c - valor médio determinado a partir do ensaio de cinco corpos de prova ensaiados na temperatura de -40ºC.

3.2. Simulação dos ciclos térmicos de soldagem via ensaios dilatométricos

Na literatura é possível encontrar diversos diagramas de transformação no resfriamento contínuo (Contínuous Cooling Transformation - CCT) que descrevem as transformações de fases durante processos de tratamento térmicos de aços porém, poucos desses são de fato aplicáveis aos estudos voltados para a ZAC devido: (i) as lentas velocidades de aquecimento utilizadas, geralmente menores que 5ºC/s, e; (ii) manipulação de amostras com tamanho de grão austenítico menores do que os normalmente observados na GGZAC devido, basicamente, as baixas temperaturas de pico ou de austenitização empregadas nesse tipo de abordagem. Dessa forma, na figura 4 é apresentado o efeito da velocidade de aquecimento nas temperaturas de transformação A_C1 e A_C3. É notório o aumento das temperaturas de transformação com o aumento da velocidade de aquecimento. O aumento da velocidade de aquecimento afeta os mecanismos difusionais elevando as temperaturas de transformação, especialmente a temperatura final de austenitização, A_C3. Na Figura 4b observa-se que a continua expansão do CP com o aumento da temperatura é alterada para contração quando este atinge a temperatura de início de austenitização, Ac₁, que ocorre devido a variação do fator de empacotamento entre as células CCC e CFC formada [²⁷]. A seta vermelha nas curvas da deriva temporal dos aços marca o início da decomposição da ferrita proeutetóide e o término da decomposição da perlita (p), no caso do aço CONV, e da bainita/perlita (p/B) no caso do aço UHHIW, em austenita [²⁸]. A partir desse ponto (após a finalização da decomposição da perlita), a austenita continua sendo formada, porém exclusivamente as custas da decomposição da ferrita em um processo que, segundo a literatura, é mais lento do que o anterior [²⁹].

Figura 4
Variação das temperaturas de início e fim de austenitização em relação a velocidade de aquecimento.

As microestruturas identificadas em algumas condições de baixa e alta velocidade de resfriamento são apresentadas na Figura 5. Para as condições de baixa velocidade de resfriamento, a análise metalográfica qualitativa, figura 6, revelou diferentes proporções dos mesmos microconstituintes entre os aços avaliados. Observa-se a ferrita de contorno de grão (FC) e, em algumas regiões, pequenos nódulos de perlita (P) nos contornos de grãos da austenita prévia (CGγ), e ferrita com segunda fase alinhada (FSA) e não alinhada (FSN) e ferrita poligonal (FPI) no interior dos grãos. É evidente que as microestruturas do aço UHHIW são mais grosseiras que os microconstituintes do aço CONV, o que está relacionado com o início de transformação em temperaturas mais elevadas em relação ao aço CONV, como será evidenciado na figura 7. No caso do aço CONV observa-se uma maior quantidade de segunda fase entre as ripas das FSA e FSN, o que possivelmente está relacionado com o seu maior teor de carbono e maior tamanho de grão prévio, também já abordado anteriormente. Outra diferença significativa entre os aços avaliados é o tamanho de grão da austenita prévia, que é qualitativamente maior nas condições simuladas para o aço CONV do que para o aço UHHIW. O menor tamanho de grão da austenita prévia do aço UHHIW está associado à presença de precipitados de TiN homogeneamente distribuídos e coerentes com a matriz, os quais dificultam a migração dos contornos de grão devido ao efeito pinning [¹²,³⁰,³¹] em regiões onde a temperatura de pico não supera a temperatura de sua dissolução. Para as condições de maiores velocidades de resfriamento, observa-se que a microestrutura do aço CONV é majoritariamente martensítica, figura 6, ao contrário da predominância de microconstituintes aciculares como a FWI do aço UHHIW como será comprovando nos resultados dilatométricos na, figura 7, e justificando as diferenças dos valores de dureza entre os aços, Figura 7d.

Figura 5
Microestrutura dos corpos de prova simulados nas condições de baixa e alta velocidade de resfriamento.

Figura 6
Distribuição dos microconstituintes observados em cada condição de resfriamento simulada no dilatômetro.

Figura 7
Diagramas CCTs da região de grãos grosseiros dos aços CONV e UHHIW.

Nas figuras 7a e b são apresentadas as curvas dilatométricas dos CPs resfriados a partir de 1350ºC nas velocidades de 1,0 e 100ºC/s, respectivamente. Em ambas as figuras é evidente a variação de comprimento (ΔL/Lo) indicando o início e término da transformação austenítica. Porém, as transformações que ocorrem em temperaturas intermediárias (PTI), como a formação dos microconstituintes FSA, FSN e FWI, são observadas mais claramente através da curva da derivada primeira de ΔL/Lo em relação ao tempo d(ΔL/Lo)/dt.

Através da análise microestrutrual e de todas as curvas dilatométricas simuladas, foi possível criar os diagramas CCTs para a região GGZAC dos aços CONV e UHHIW, figura 7c. Na figura 7e é apresentado a sobreposição dos diagramas CCTs para facilitar a comparação desses dois aços. É possível verificar as seguintes diferenças com relação as transformações microestruturais: (i) para uma mesma velocidade de resfriamento o aço UHHIW apresenta o início de transformação em temperaturas mais elevadas que o aço CONV (ΔTº FP, ΔTº P e ΔTº PTI, figura 7e). Esse fenômeno pode ser explicado pelo menor teor de carbono e menor valor de carbono equivalente e pela provável presença de finos precipitados de TiN que atuam como inibidores do crescimento do grão austenítico favorecendo as transformações difusionais como a formação da ferritas proeutetóide (FP) e a perlita (P); (ii) no caso do aço CONV, observa-se que o campo dos produtos de transformação em temperaturas intermediarias (PTI) é maior quando comparado com o aço UHHIW. Além disso os campos de todos os microconstituintes, FP, P, PTI e, especialmente da martensita, são deslocados para maiores tempos de transformação (Δt FP, Δt P, Δt PTI e, Δt M, figura 7e) e; (iii) o campo martensítico do aço CONV, em detrimento aos campos de formação da FP e da P, é presente em praticamente todos as condições avaliadas, englobando praticamente todos os tempos de transformação, sendo dominante para condições com velocidade de resfriamento maiores que 20ºC/s. Essas diferenças são em decorrência da maior temperabilidade local do aço CONV devido ao seu maior teor de carbono e maior tamanho de grão da austenita prévia quando comparado com o aço UHHIW nas mesmas condições.

Na Figura 7d é ilustrado o perfil de dureza Vickers (HV5) para todas as condições simuladas. De maneira geral, observa-se que, para os dois aços, a dureza aumenta com o aumento da velocidade de resfriamento. Essa elevação de dureza é devido à formação de microconstituintes de baixa temperatura de transformação, os quais foram favorecidos pelas elevadas velocidades de resfriamento conforme evidenciado na figura 7b. Porém, é possível verificar que o aço CONV apresenta valores de dureza superiores a 350 HV5, para velocidades de resfriamento maiores que 10°C/s. O valor 350 HV é considerado na literatura como sendo crítico para susceptibilidade à formação de trincas induzidas por hidrogênio [³²]. Tal fato não é observado para o aço UHHIW, mesmo para a mais alta velocidade de resfriamento. Basicamente, essa diferença nos valores de dureza é devido à presença de microconstituintes de menor dureza em decorrência dos menores teores de carbono e valores de carbono equivalente e menor tamanho de grão da austenita prévia dos aços UHHIW.

3.3. Simulação dos ciclos térmicos de soldagem no equipamento Gleeble®

Com o objetivo de avaliar a influência de elevados aportes de calor no crescimento de grão e, dessa forma, na tenacidade ao impacto Charpy-V, foi reproduzido, em um simulador termomecânico Gleeble®, cinco réplicas da região de GGZAC aplicando o ciclo térmico de 0,5ºC/s (AT~330kJ/cm) de velocidade de resfriamento. Na Figura 8 é evidenciado o ciclo térmico simulado. É possível verificar que na região central do CP, região de interesse para avaliação da microestrutura e usinagem do entalhe para o ensaio de impacto Charpy-V, foi imposto com precisão (temperaturas registradas pelo termopar TC1) o ciclo térmico desejado (curva de temperatura identificada como T programado). Para avaliar a extensão da GGZAC reproduzida foram soldados um segundo (TC2) e um terceiro (TC3) termopar a 4,0 e 5,0 mm do centro do CP, respectivamente. Foi registrada uma variação de 89ºC na temperatura de pico (TC3=1261ºC) e de 75ºC na faixa de temperatura registrada entre 800 e 500ºC (TC3=625ºC) garantindo uma região central de no mínimo 10 mm para a realização das avaliações desejadas, visto que a GGZAC, segundo a literatura, está compreendida entre 1100 e 1450°C [³¹].

Figura 8
Variação do perfil térmico transversalmente ao corpo de prova durante a execução dos ciclos térmicos de soldagem no equipamento Gleeble®. ΔT°8/5 = 0,5°C/s.

Em uma das réplicas da GGZAC simulada na Gleeble® foi realizada análise metalográfica na seção transversal ao CP exatamente abaixo da região onde foi soldado o termopar TC1. Na Figura 9 é mostrada a microestrutura via MO após ataque com reagente nital 4% dessa região para os dois aços avaliados. Na Tabela 5 e na Figura 10 é apresentado o resultado das frações volumétricas dos microconstituintes. É possível verificar que o aço UHHIW apresenta uma maior quantidade de FC, FPI e P em relação ao aço CONV, o que já era esperado conforme indicado nos resultados de dilatometria, assim como a maior fração de microconstituintes PTI formados no aço CONV. Além disso a FSA e FSN são os microconstituintes de maior fração volumétrica observados no aço CONV considerados como deletérios a tenacidade da GGZAC, especialmente quando formados em condições de elevado aporte de calor.

Figura 9
Metalografia via MO na GGZAC simulada. Velocidade de resfriamento de 0,5ºC/s. Ataque: Nital 4%.

Tabela 5
Fração volumétrica dos microconstituintes presentes na GGZAC simulada. Intervalo de confiança = 95%.

	FP		PTI			P
	FC	FPI	WFI	FSN	FSA
Aço UHHIW	25±3%	55±3%	0,1±0,1%	6±1%	6±1%	8±1%
Aço CONV	14±1%	3±1%	12±2%	39±2%	30±2%	1±1%

• FP: Ferrita Proeutetóide; PTI = Produto de Transformação em Temperatura Intermediária; FC = Ferrita de Contorno de Grão; FPI = Ferrita Poligonal; WFI: Ferrita de Widmanstätten Intragranular; FSN: Ferrita com Segunda Fase Não Alinhada; FSA: Ferrita com Segunda Fase Alinhada; P: Perlita.

Figura 10
Fração volumétrica dos microconstituintes na GGZAC simulada. Velocidade de resfriamento de 0,5ºC/s.

Observando a Figura 9 é evidente que o aço TMCP UHHIW possui TGγ menor do que o aço CONV, ambos submetidos à mesma velocidade de resfriamento de 0,5ºC/s. Para avaliar com precisão a diferença do TGγ entre os dois aços foi realizada a medição da área dos mesmos em toda a seção transversal do CP. Na Figura 11 é apresentado o resultado das medições TGγ. Os dados foram analisados no software Minitab e submetidos ao teste de qualidade de ajuste de Anderson-Darling que, para valores de p maiores que 0,005, sugere para qual distribuição de probabilidade os dados se ajustam melhor [³³,³⁴]. Os gráficos de probabilidade, Figura 11b e d, inclui)em pontos percentuais para as probabilidades correspondentes de um conjunto de dados ordenado. A linha do meio é o percentil esperado da distribuição com base em estimativas de parâmetros de máxima verossimilhança. As linhas esquerda e direita representam os limites inferior e superior para os intervalos de confiança de cada percentil. Para ambos os aços o TGγ segue uma distribuição não parametrizada (valores p < 0,005 para o teste de normalidade) do tipo log-normal (p = 0,135 para o aço UHHIW e p = 0,138 para o aço CONV) para 95% de intervalo de confiança (IC). Na Figura 11e, é possível verificar que o aço UHHIW apresenta cerca de 79% da distribuição com áreas TGγ menores que 30000 µm² ao contrário do aço CONV que apresentou mais da metade dos grãos medidos superiores a 60000 µm².

Figura 11
Análise da área dos TGγ na GGZAC dos aços UHHIW e CONV. Velocidade de resfriamento de 0,5ºC/s.

Na Figura 12 são apresentados os resultados do ensaio de impacto Charpy-V. Observa-se que todos os resultados do aço UHHIW são extremamente elevados em relação aos baixos resultados obtidos para o aço CONV submetido às mesmas condições de simulação e de temperatura de ensaio. Isso se deve principalmente ao menor tamanho de grão da austenita prévia e aos menores teores de carbono e valores de carbono equivalente, que proporcionam a formação de microconstituintes de menor dureza e uma menor quantidade de segunda fase dos microconstituintes FSA e FSN. Segundo a literatura [¹²,³⁵], FSA e FSN são microconstituintes frágeis, principalmente quando associados a grandes tamanhos de grãos da austenita prévia, devido aos seus contornos de baixo ângulo e não proporcionam importantes desvios na fratura, gerando facetas de clivagens planas, as quais reduzem a tenacidade do material [³¹,³⁶].

Figura 12
Resultados do ensaio de impacto Charpy-V realizado nos CPs da GGZAC simulada na Gleeble®.

Os grãos austeniticos da GGZAC, formados durante o rápido aquecimento provocado pelo ciclo térmico de soldagem, tendem a crescer afetando, dessa forma, a tenacidade da GGZAC. Basicamente, grãos austeníticos maiores provocam a redução da tenacidade devido: (i) ao favorecimento da formação de microconstituintes frágeis em função do aumento da temperabilidade local e; (ii) por não ser um obstáculo à propagação de eventuais trincas de clivagem por apresentar produtos de transformação de contornos de baixo ângulo. Sendo assim, a inibição do crescimento de grão austenítico durante a soldagem é uma boa estratégia para melhorar as propriedades a baixas temperaturas de juntas soldadas. Isso pode ser realizado através de mecanismos de ancoramento (efeito pinning) dos contornos que, geralmente, são realizados através da presença de finos precipitados coerentes e estáveis na matriz do metal base. Para as composições químicas normalmente utilizadas em aços estruturais, conforme representado na figura 13a, o método mais utilizado para refinar a microestrutura e a extensão da GGZAC, é através da adição controlada de Ti para a formação de partículas de TiN finas, coerentes e homogeneamente distribuídas na matriz, as quais são estáveis a elevadas temperaturas sendo, conforme ilustrado na figura 13b, os precipitados mais efetivos no ancoramento dos contornos de grãos da austenita [⁵,⁸]. Segundo a literatura [¹²,³⁰,³¹] a relação Ti/N deve estar entre 2,00 e 3,4. O aço UHHIW possui uma relação Ti/N de 2,37, já o aço CONV, 5,13. Com o auxílio do software ThermoCalc®, foi determinado o equilíbrio termodinâmico dos precipitados possivelmente existentes na matriz dos aços avaliados. Conforme ilustrado nas Figuras 14a e b, o aço UHHIW apresenta precipitados de TiN estáveis a partir de 1350ºC justificando os menores TGγ observados na GGZAC simulada do aço UHHIW em relação ao aço CONV. Apesar de todos os resultados apontarem para a efetividade do efeito pinning, tal afirmativa só poderia ser confirmada através da realização de análises por microscopia eletrônica de transmissão, o que não foi feito nesse trabalho.

Figura 13
Ilustração da solubilização de diferentes precipitados na austenita e do tamanho de grão austenítico na GGZAC em função da presença de diferentes precipitados [³⁰].

Figura 14
Avaliação dos precipitados de TiN no equilíbrio termodinâmico através do software ThermoCalc®.

Além do tamanho do grão austenítico, outro fator que contribuiu para os melhores resultados de tenacidade do aço UHHIW é a menor susceptibilidade à formação da microfase MA [¹²] devido ao seu menor teor de carbono. Segundo Ikawa [³⁷] e Komizo [³⁸], materiais com maiores teores de carbono quando soldados com maiores aportes térmicos possuem uma maior tendência à formação desses microconstituintes. A presença de microfases MA entre as placas dos microconstituintes FSA e FSN são pontos favoráveis para a nucleação de trincas, reduzindo a tensão de fratura do material e, dessa forma, facilitando a propagação instável da fratura [¹²,³⁷,³⁸]. Através da realização do ataque metalográfico com reagente picral seguido do metabissulfito de sódio foi possível evidenciar a microfase MA com contraste suficiente para quantificar a mesma por análise de imagens no software ImageJ, conforme mostrado na Figura 15. Na Figura 16 é evidenciado que o material CONV apresenta regiões com uma maior concentração de MA do que em outras, o que pode estar relacionado com o bandeamento microestrutural que é característico desse aço, Figura 2b. Regiões do metal base com a presença de perlita, durante o ciclo térmico de soldagem, rapidamente são transformadas, formando austenitas de elevado teores de carbono provocando a redução da temperatura final de transformação local. Dessa forma, após o resfriamento, são formadas regiões de austenita retida associadas a martensita caracterizando a microfase MA. Os resultados dessa análise indicam que, apesar das elevadas temperaturas atingidas na região de grãos grosseiros da ZAC, o material conserva o seu bandeamento químico, especialmente de elementos químicos substitucionais de baixa difusividade como, por exemplo, o manganês (CONV Mn = 1,42%; UHHIW Mn = 1,38%). O carbono (CONV C = 0,16%; UHHIW C = 0,09%), mesmo durante o aquecimento, se difunde pela austenita, mas, durante o resfriamento, tende a se concentrar nas regiões de maior temperabilidade da austenita. Essas características químicas podem explicar a heterogeneidade na distribuição do constituinte MA observada no CP do aço CONV onde a maior concentração de MA está associada a regiões com presença de colônias de perlita do metal base [³⁹,⁴⁰]. Na Figura 17 é apresentado o gráfico comparativo da fração de microfase MA entre o aço UHHIW e CONV medida em 12 campos. Como já era esperado, o aço UHHIW possui uma baixa susceptibilidade à formação desta microfase frágil, apresentando uma fração de 0,26±0,04%, em comparação a 2,24±0,24% medida dentro da região bandeada do aço CONV.

Figura 15
Análise metalográfica evidenciando microfase MA na RGG dos aços UHHIW (a,c) e CONV (b,d). Ataque: picral (Solução 1) seguido do metabissulfito de sódio (Solução 2). F = placas de ferrita do microconstituinte FSA, FSN ou FC ou FPI; C = Carboneto; P = Perlita; t = tempo do ataque.

Figura 16
Análise de imagem evidenciando a maior fração de MA nas regiões bandeadas do aço CONV. As setas brancas indicam regiões com maior concentração de MA.

Figura 17
Fração da microfase MA GGZAC dos aços UHHIW e CONV.

4. Conclusões

Neste trabalho avaliou-se o desempenho de aços da classe de 355 MPa de LE quando submetidos a ciclos térmicos reproduzindo a GGZAC de elevados aportes de calor nos simuladores termomecânicos dilatômetro e Gleeble®. Os resultados das simulações físicas permitiram concluir que:

• Ensaios dilatométricos e Dureza Vickers: (i) o aço UHHIW apresenta o início de transformação em temperaturas mais elevadas que o aço CONV, favorecendo a formação das ferritas proeutetóide, o que pode ser explicado pelo menor valor de carbono equivalente e pelo menor tamanho de grão austenítico; (ii) no aço CONV, devido ao maior teor de carbono, observa-se um campo maior dos produtos de transformação em temperaturas intermediarias; (iii) o campo martensítico do aço CONV é presente em praticamente todos as condições avaliadas, sendo dominante para condições com velocidade de resfriamento maiores que 20ºC/s; (iv) para os dois aços, foi observado o aumento da dureza com o aumento da velocidade de resfriamento devido à formação de microconstituintes de baixa temperatura de transformação. O aço CONV, no entanto, apresenta valores de dureza superiores a 350 HV5, para velocidades de resfriamento maiores que 10°C/s, considerado como sendo crítico para susceptibilidade a trincas induzidas por hidrogênio;

• Através do ataque metalográfico com reagente picral seguido do metabissulfito de sódio foi possível realizar a quantificação por análise de imagens da microfase MA. Foi evidenciado que o material CONV apresenta regiões com uma maior concentração (2,24±0,24%) de MA do que em outras (0,48±0,30%), o que pode estar relacionado com o bandeamento microestrutural típico desse aço. Foi verificado que o aço UHHIW possui uma menor fração (0,26±0,04%) dessa microfase frágil em comparação ao aço CONV (2,24±0,24%);

• Tenacidade Charpy-V: Todos os resultados do aço UHHIW são extremamente elevados em relação aos resultados frágeis obtidos para o aço CONV submetido às mesmas condições de simulação e de temperatura de ensaio. Tal fato pode ser justificado pelo menor tamanho de grão da austenita prévia, os menores teores de carbono e valores de carbono equivalente, que proporcionam a formação de microconstituintes de menor dureza e uma menor fração da microfase MA.

• Pode-se concluir que a utilização dos simuladores termomecânicos dilatometro e Gleeble® são uma alternativa rápida para determinar a soldabilidade de aços estruturais. Além disso, a utilização do aço TMCP UHHIW pode ser uma excelente opção para o aumento da produtividade dos fabricantes de torres eólicas e de navios de grande porte por permitir a aplicação de processos de soldagem com elevado aporte de calor.

• *
  Este artigo foi selecionado para publicação dentre aqueles apresentados no XLIV CONSOLDA – Congresso Nacional de Soldagem Uberlândia, MG de 10 a 13 de Setembro de 2018.
• Como citar: Borba TMD, Modenesi PJ. Influência do ciclo térmico de soldagem no crescimento de grão, nas transformações microestruturais e na formação de MA na GGZAC de aço TMCP. Soldagem & Inspeção. 2019;24:e2406. https://doi.org/10.1590/0104-9224/SI24.06

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Datas de Publicação

• Publicação nesta coleção
  09 Maio 2019
• Data do Fascículo
  2019

Histórico

• Recebido
  15 Fev 2018
• Aceito
  17 Mar 2019