PONTIFÍCIA UNIVERSIDADE CATÓLICA DE MINAS GERAIS PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA AVALIAÇÃO DA TENACIDADE À FRATURA PELA TÉCNICA DE CTOD PARA O TUBO DE AÇO X65Q API 5L HIDROGENADO EM AMBIENTE COM H 2 S Francis Henrique Lima de Souza Belo Horizonte 2011
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avaliação da tenacidade à fratura pela técnica de ctod para o tubo ...
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PONTIFÍCIA UNIVERSIDADE CATÓLICA DE MINAS GERAIS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
AVALIAÇÃO DA TENACIDADE À FRATURA PELA
TÉCNICA DE CTOD PARA O TUBO DE AÇO X65Q
API 5L HIDROGENADO EM AMBIENTE COM H2S
Francis Henrique Lima de Souza
Belo Horizonte
2011
Francis Henrique Lima de Souza
AVALIAÇÃO DA TENACIDADE À FRATURA PELA
TÉCNICA DE CTOD PARA O TUDO DE AÇO X65Q
API 5L HIDROGENADO EM AMBIENTE COM H2S
Dissertação apresentada ao Programa de
Pós-Graduação em Engenharia Mecânica
da Pontifícia Universidade Católica de
Minas Gerais, como parte dos requisitos
para obtenção do título de Mestre
Orientador: Prof. Dr. José Rubens Gonçalves Carneiro
Co-orientador: Dr. Gustavo Alves Pinheiro
Belo Horizonte
2011
FICHA CATALOGRÁFICA Elaborada pela Biblioteca da Pontifícia Universidade Católica de Minas Gerais
Souza, Francis Henrique Lima de S725a Avaliação da tenacidade à fratura pela técnica de CTOD para o tubo de aço
X65Q API 5l hidrogenado em ambiente com H2S/ Francis Henrique Lima de Souza. Belo Horizonte, 2011.
131f. : Il.
Orientador: José Rubens Gonçalves Carneiro Co-orientador: Gustavo Alves Pinheiro Dissertação (Mestrado) – Pontifícia Universidade Católica de Minas Gerais. Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica. 1. Aço – Fadiga. 2. Mecânica de fratura. I. Carneiro, José Rubens Gonçalves.
II. Pinheiro, Gustavo Alves. III. Pontifícia Universidade Católica de Minas Gerais. Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica. IV. Título.
CDU: 669.14
Francis Henrique Lima de Souza
AVALIAÇÃO DA TENACIDADE À FRATURA PELA TÉCNICA DE CTOD PARA O
TUBO DE AÇO X65Q API 5L HIDROGENADO EM AMBIENTE COM H2S
Dissertação apresentada ao Programa de
Pós-Graduação em Engenharia Mecânica
da Pontifícia Universidade Católica de
Minas Gerais como parte dos requisitos
para obtenção do título de Mestre em
Engenharia Mecânica.
_____________________________________________________________ Dr. José Rubens Gonçalves Carneiro (Orientador) – PUC Minas
_____________________________________________________________ Dr. Pedro Américo Almeida Magalhães Júnior – PUC Minas
_____________________________________________________________ Dr. Gustavo Alves Pinheiro (Co- Orientador) – V&M do Brasil S.A.
_____________________________________________________________ Dr. Ricardo Nolasco – V&M do Brasil S.A.
Belo Horizonte, 14 de julho de 2011.
À minha esposa Soraia e filhos, Karen e
Víctor, pela compreensão, meus pais,
João e Songer, meu irmão Jonathan,
familiares e amigos pelo apoio.
AGRADECIMENTOS
O autor agradece à V&M do Brasil por toda a infra-estrutura e oportunidade
que está foi dada para o desenvolvimento do presente trabalho e a todas as pessoas
que contribuíram para a sua conclusão;
Ao Engenheiro Dr. Júlio Márcio Silveira e Silva pela oportunidade e apoio;
Ao Engenheiro Dr. Gustavo Alves Pinheiro, por todo desenvolvimento do
trabalho, suporte na realização dos ensaios e apóio técnico;
Ao Engenheiro Dr. Ricardo Nolasco pelas constantes discussões técnicas que
enriqueceram este trabalho;
À Pesquisadora Camila Farias e aos Engenheiros (as) Flávio Guerra e Ana
Carolina, pelas sugestões, discussões e apoio técnico que permitiu tornar realidade
o presente trabalho;
Ao pessoal do laboratório e oficina mecânica da V&M do Brasil, em especial
ao Rondinelli, Reinaldo, Igor e Luciana que contribuíram pelo excelente andamento
dos testes executados para este projeto.
Ao Professor Dr. José Rubens Gonçalves Carneiro, pela orientação e
contribuição fundamental no desenvolvimento do trabalho;
Ao Pesquisador Dr. Jefferson José Vilela e Emil Reis do CDTN – UFMG, por
todo apoio técnico para o desenvolvimento do ensaio de CTOD;
Aos alunos da graduação de Engenharia da Puc Minas, Malange Marcos
Lourenço e André França pela ajuda na complementação da dissertação;
À PUC-Minas e a CAPES, responsáveis pela bolsa de estudo concedida.
RESUMO
O tubo de aço sem costura do grau X65 no estado de fornecimento temperado e
revenido da norma API 5L tem aplicação nos projetos “line pipe” na indústria
petrolífera. Em algumas situações, estes tubos são expostos a condições sob
corrosão agressiva com a presença de hidrogênio e H2S aliado aos esforços
atuantes no tubo que podem levá-lo a fragilização. Neste trabalho, realizou-se uma
avaliação da tenacidade à fratura elasto-plástica, através da técnica de CTOD, em
amostras do tubo de aço X65. O teste de CTOD foi realizado na temperatura de -
30°C em amostras como fornecidas e em amostras hidrogenadas através da
imersão em solução ácida do tipo A e B conforme norma NACE TM 0284-2003
(2005), contendo H2S com pH de 2,7 e 3,5 em tempos de exposição a estes meios
de 96 e 168 horas. Concluiu-se que a hidrogenação reduz a tenacidade à fratura do
grau X65 levando em consideração os resultados de CTOD de carga máxima e
CTOD de iniciação, trazendo conseqüências como a redução da capacidade de
deformação plástica do material, alterando o modo metalúrgico de fratura dúctil para
um modo fragilizado com aspecto de fratura quase-clivagem, com acentuada
propagação de trinca. A presença do Hidrogênio na microestrutura é capaz de
reduzir os movimentos das discordâncias levando a necessidade de uma alta carga
para ultrapassar o limite elástico do material que rompe logo em seguida,
evidenciando que houve um aumento do limite de escoamento e redução da
resistência a tração, fazendo a relação σy / σr subir para limites críticos de aplicação.
Palavra Chave: Mecânica da Fratura Elasto-Plástica. CTOD hidrogenado.
ABSTRACT
The seamless steel pipe according to API 5L grade X65, quenched and tempering
condition, has application in Project Line pipe In the Oil and Gas Industry. Some
situations these pipes are exposed to aggressive corrosion condition in the presence
of hydrogen and H2S coupled with the efforts acting on the column tube can lead to
embrittlement. In this work an experimental evaluation about elastic-plastic fracture
toughness, by CTOD techniques, in sample of steel X65. The CTOD test was
performed at temperature of -30°C in specimens as delivery condition and hydrogen
charged through of immersion in solution A and B according to standard NACE TM
0284-2003 (2005) with H2S and pH of 2,7 and 3,5 in exposure time of 96 and 168
hours. It was concluded that hydrogen charged reduces the fracture toughness of
grade X65 considering the results of maximum load CTOD and CTOD initiation, with
consequences such as reduced capacity for plastic deformation of the material by
changing the mode of metal from a ductile fracture to embrittlement fracture quasi-
cleavage, with high crack propagation. The presence of hydrogen in the
microstructure reduces the movement of dislocations and it leads to the need for a
high load to overcome the elastic limit of the material that breaks right away, showing
in practice that there was an increase in yield strength and decrease in the tensile
strength, making the ratio σy / σr rise up to critical limits of application.
Key-words: Fracture mechanic elastic-plastic. CTOD with hydrogen charging.
LISTA DE ILUSTRAÇÕES
Figura 1: Diagrama de Graville, soldabilidade dos aços ARBL em função do teor
de carbono e do carbono equivalente (IIW)............................................ 26
Figura 2: Contribuição dos mecanismos de endurecimento para atingir limite de
2.3.3 Variáveis sobre o teste de CTOD .................................................................. 45
2.4 Fragilização pelo hidrogênio ............................................................................ 48
2.4.1 Influência dos parâmetros metalúrgicos na fratura assistida pelo hidrogênio ................................................................................................... 54
2.4.2 Influência da limpidez na fratura assistida pelo hidrogênio ....................... 58
2.4.3 Influência da composição química na fratura assistida pelo hidrogênio ................................................................................................... 59
2.4.4 Métodos de avaliação da susceptibilidade à fratura assistida pelo hidrogênio ................................................................................................... 64
Estes aços (ARBL) foram inicialmente desenvolvidos para atender as
necessidades da indústria de gás e óleo brasileira que surgiu como emergente no
final da década de 70 e, nesta primeira década do século XXI, passou a ser auto-
suficiente na produção de petróleo. As principais características dos aços ARBL são
elevadas resistências mecânicas, sem perder a ductilidade, a tenacidade à fratura
em baixas temperaturas, a conformabilidade e a soldabilidade em função do seu
baixo carbono equivalente – CE (CALOI , 2008). O CE para os aços definidos pelo
Instituto Internacional de Soldagem (IIW) é dado pela equação 1:
26
( ) ( )15
CuNi
5
VMoCr
6
MnC)IIW(CE
++
++++=
Para os aços com baixo teor de carbono, Billingham et al. (2003) recomenda
o uso do cálculo do carbono equivalente por meio do índice PCM dado pela
equação 2:
( )B
NiSiCrCuMnMoVCPCMCE 5
6030201510)( +++
+++++=
Vários autores analisaram a soldabilidade dos aços API 5L usando-se o
diagrama de Graville entre eles Gray e Pontremoli (1987) (Figura 1). Este diagrama
mostra três regiões determinadas pelas técnicas de soldagem em condições
favoráveis (Região I), em condições com alguns cuidados especiais (Região II) e em
condições onde o comportamento do material não é favorável para essa prática
(Região III), relacionando o teor do carbono equivalente com o teor de carbono
encontrado no aço. O grau X65 está localizado na região I do gráfico.
Figura 1: Diagrama de Graville, soldabilidade dos aços ARBL em função do teor de carbono e do
carbono equivalente (IIW). Fonte: Dhua; Mukerjee; Samma (2007).
A utilização de tubos fabricados a partir de aços com melhores propriedades
mecânico-metalúrgicas tem contribuído para a redução de custos da construção de
malhas de dutos, tornando-se possível selecionar tubos com menores espessuras
(1)
(2)
27
de parede mesmo com altas pressões de trabalho o que resulta na diminuição do
peso dos tubos e da quantidade de solda necessária para cada junta.
O grau do aço, segundo a norma API 5L (2007) especifica o limite mínimo de
escoamento do material em 1000 libras por polegada quadrada (ksi); por exemplo, o
grau X65 tem um limite mínimo de escoamento de 65 ksi (aproximadamente 450
MPa). Atualmente no Brasil, fabrica-se tubos de aço sem costura até o grau API 5L
X80 com o limite de escoamento mínimo de 80 ksi (aproximadamente 550 MPa) A
seguir (Tabela 2) lista-se as principais aplicações dos tubos de aço API 5L de acordo
com a propriedade mecânica.
Tabela 2: Aços API fabricados no Brasil e suas aplicações
Classe do limite de escoamento
Graus Típicos Uso
Mínimo de 220 MPa API 5L – A / B / X42 /
X46 / X52 / X56 Dutos de baixa pressão.
Mínimo de 415 MPa API – 5L X60 / X65 Dutos submetidos à média e alta
pressão.
Mínimo de 485 MPa API 5L X70 Dutos Submetidos a altas
pressões
Mínimo de 555 MPA API 5L X80 Dutos submetidos à alta pressão
onde a economia de peso é muito importante para o projeto.
Fonte: API 5L Specifications (2007).
Nos últimos anos, tem sido testada com sucesso a inserção de elementos de
liga como o molibdênio, o cobre e o níquel, além de processos como tratamento
térmico, possibilitando o desenvolvimento do aço de grau X100 e X120. O Grau API
5L-X65 para tubo tem papel fundamental para aplicações em oleodutos, gasodutos e
para injeção de água, caracterizado como “Line pipe” ou “Riser”, pois possuem
características como boa resistência e boa conformabilidade, boa tenacidade, boa
soldabilidade e boa resistência a corrosão.
Em relação à composição química, os elementos micro-ligantes são
adicionados ao aço com finalidades de produzir redução do tamanho de grão,
endurecimento por solução sólida e por precipitação, ganhando em resistência
28
mecânica, resistência a corrosão e boa tenacidade. A Figura 2 descreve os diversos
mecanismos de endurecimento usados para atingir limite de escoamento de acordo
com a necessidade.
Figura 2: Contribuição dos mecanismos de endurecimento para atingir limite de escoamento Fonte: Companhia Brasileira de Metalurgia e Mineração
2.2 Processo de fabricação
Os tubos fornecidos ao mercado são pertencentes às classes sem e com
costura. Os denominados sem costura são fabricados pelo processo de
conformação normalmente até o diâmetro externo de 16’’ (406 mm). Estes têm a
característica de não possuir um cordão de solda ao longo do seu comprimento que
é um fator importante, quando avaliado a tendência deste local ser um concentrador
de imperfeições e tensões residuais.
Na V&M do Brasil, os blocos obtidos por lingotamento contínuo constituem a
matéria-prima para fabricação de tubos sem costura. O aço é fabricado no
convertedor LD e, posteriormente, realizam-se, em metalurgia secundária, os
tratamentos de inclusões globulares com cálcio e silício, desgaseificação a vácuo e
eliminação de inclusões através de injeção de argônio. Após metalurgia secundária,
o aço líquido é lingotado para produção de barra de 230 mm de diâmetro e
comprimento de 6 metros.
29
Na fabricação do tubo sem costura, a primeira laminação dos blocos de aço é
onde ocorre deformação intensa. A segunda laminação é realizada para ajustar o
diâmetro externo e espessura de parede. A terceira etapa de laminação objetiva o
acabamento final seguido de um resfriamento ao ar. Posteriormente à laminação, os
tubos são tratados termicamente através do processo de têmpera e revenimento
para atingir as propriedades desejadas.
2.3 Mecânica da Fratura
A presença de trincas ou descontinuidades em componentes estruturais pode
propiciar a fratura catastrófica desses componentes, e, usualmente, essas trincas se
formam em diferentes etapas do processo de fabricação, uma vez que a matéria
prima é sujeita a solicitações mecânicas ou gradientes térmicos para adquirir a forma
do produto final. Durante a vida útil do componente, pode haver nucleação e
propagação de trincas devido à fadiga (carregamento cíclico) ou outros fenômenos
(fratura assistida pelo meio com presença de hidrogênio) (TORRICO, 2006).
A utilização de fator de segurança é uma primeira tentativa no sentido de
evitar falhas provocadas pela presença de descontinuidades, assegurando-se que o
material trabalhe abaixo das cargas admissíveis. No entanto, uma necessidade dos
projetos atuais é apresentar os menores custos possíveis, para que o produto possa
ser competitivo e eficiente. As reduções de custos ou de peso requerem que os
projetistas trabalhem com fatores de segurança reduzidos.
A mecânica da fratura tem como principal objetivo determinar se um defeito
pré-existente, tipo trinca, irá ou não levar o componente à fratura catastrófica para
tensões normais de serviço permitindo, ainda, determinar o grau de segurança
efetivo de um componente trincado (ANDERSON, 2004). Além disso, é importante
determinar a taxa com que a trinca se propaga. Uma vez determinado o tamanho
crítico da trinca e, também, a sua taxa de propagação, podem ser programadas
inspeções com técnicas não destrutivas, para verificar se o tamanho real da trinca
não está próximo do tamanho crítico, o que significa fim da vida útil do componente.
A mecânica da fratura por meios de projetos mais confiáveis e programas de
inspeções, possibilita uma utilização segura de componentes com trincas, sem a
necessidade de fatores de segurança elevados e com a confiança de que não
30
ocorrerá uma falha imprevista. Na literatura, a mecânica da fratura divide-se em
linear-elástica (MFLE) e elasto-plástica (MFEP). A MFLE é utilizada em situações em
que a fratura ocorre ainda no regime linear-elástico. Ocorre para ligas de moderada
e elevada resistência mecânica. (ALCÂNTARA, 2003). A MFEP é utilizada em
situações em que a fratura ocorre no regime plástico, ou seja, em materiais trincados
a deformação plástica irá controlar a propagação da trinca. A tendência dos
materiais que se encaixam dentro do grupo MFEP é ter como característica uma boa
ductilidade.
Westergaard (1939) estudou o problema do campo de tensão ao redor da
ponta da trinca e formulou um modelo matemático que permitiu definir o fator de
intensidades de tensões – Kc (Figura 3).
Figura 3: Campo de tensão da trinca. Fonte: Westergaard (1939).
Define-se a tenacidade à fratura de um material como a sua habilidade
inerente de resistir a certo valor de intensidade de tensão na ponta de uma trinca
nele presente sem que ocorra a fratura. O fator de intensidade tensões na ponta de
uma trinca pode variar com o nível de carregamento aplicado e com o comprimento
da trinca. Existe um único nível de intensidade que causa a fratura, que é o nível
crítico de intensidade de tensões, definida como tenacidade à fratura. Desta forma é
feito uma pequena comparação dizendo que a tensão está para a resistência
mecânica assim como o fator de intensidade de tensões está para a tenacidade à
fratura (COLLINS, 2006).
31
A tenacidade à fratura depende da temperatura e da taxa de carregamento
impostas ao material. O efeito da taxa de carregamento leva as várias categorias de
valores de tenacidade à fratura:
a) K1c = tenacidade à fratura estática obtida sob condições de baixas taxas
de carregamento.
b) K1d = tenacidade à fratura dinâmica obtida sob condições de altas taxas
de carregamento.
c) K1a = tenacidade à fratura de travamento da trinca obtida a partir do valor
de KI sob condições onde uma fratura propagando-se rapidamente é
travada no interior do corpo de prova.
Quanto maior a taxa de carregamento menor será a deformação plástica do
material e qualquer fator que restrinja esta deformação tem como conseqüência à
queda da ductilidade do material e da tenacidade à fratura. Os materiais apresentam
uma variação de tenacidade com a variação da temperatura. Metais com estrutura
cristalina cúbica de corpo centrado apresentam sensível queda em tenacidade em
certa faixa de temperatura. A causa da transição do comportamento dúctil para frágil,
quando a temperatura diminui é uma mudança no modo de fratura de cisalhamento
para clivagem, devido à inibição dos mecanismos de deformação plástica (DIETER,
1988). A figura 4 abaixo mostra os efeitos da taxa de carregamento e da temperatura
em aços comumente fabricados para a indústria petrolífera.
32
Figura 4: Fatores que influenciam a tenacidade à fratura: taxa de carregamento e temperatura.
Fonte: Dieter (1998).
A determinação experimental da tenacidade à fratura em corpos de prova em
estado plano de deformação deve obedecer à relação:
σ≥−
y
IK)aW(,B,a
onde:
a = comprimento de trinca, B = espessura do corpo de prova, (W-a) =
ligamento remanescente do corpo de prova, KI = fator de intensidade de tensão
segundo o modo trativo e σy = limite de escoamento.
Desta forma, para os corpos de prova satisfazerem aos requisitos da equação
3, a sua espessura é aproximadamente 50 vezes o raio da zona plástica sob
condições de deformação plana, atendendo ao requisito de que a zona plástica
esteja contida em um campo de tensões elásticas.
(3)
33
A energia de fratura para a propagação de uma trinca no estado plano de
deformação depende também da propriedade mecânica do material. A Figura 5
mostra a evolução da energia de fratura para temperatura de -40°C em função de
da/dN para o fator de intensidade de tensão de 35 MPa· (m)1/2 para diferentes aços
X60 e X70, conforme avaliou SHAN em 2005. O aço com propriedade mecânica
mais elevada tem uma energia de fratura maior e o da/dN, que estabelece a taxa de
propagação de trinca por ciclo, é diretamente proporcional a resistência mecânica.
Figura 5: Evolução da energia de fratura em temperatura de -40 °C em função de da/dN para o fator de intensidade de tensão de 35 MPa·(m)1/2 para os aços X60 e X70.
Fonte: Shan (2005).
A Mecânica de Fratura Elasto-Plástica (MFEP) é a alternativa desenvolvida
para o estudo da fratura em materiais que exibem considerável plasticidade na ponta
da trinca, e, portanto, a equação 3 não é atendida.
A Figura 6 mostra as condições onde se aplica a MFEP, contendo uma região
com deformação plástica (ry) circundada de uma região com deformação elástica
(rp). Após a redistribuição de tensões, observa-se que o campo elasto-plástico é
maior do que o campo elástico. Isto implica que KI deva ser aumentado. Os
materiais empregados em construção mecânica apresentam plasticidade
considerável, quando solicitados, principalmente, nas extremidades de defeitos
34
eventualmente existentes. Para dar respaldo a estes casos é, então, empregada a
mecânica da fratura elasto-plástica (MFEP) onde existem CTOD e Integral J como
técnicas para avaliação da tenacidade à fratura nestes materiais.
Figura 6: Representação esquemática, mostrando a zona elasto-plástica na frente de uma trinca. Fonte: Toffolo (2008).
2.3.1 Desenvolvimento da técnica do CTOD
O método CTOD dá uma continuidade à aplicação da Mecânica da Fratura
para o regime elasto-plástico. A avaliação do comportamento à fratura apresentado
pelos materiais neste regime é dos mais importantes, uma vez que se trata do
regime que normalmente acompanha a maioria das aplicações estruturais
envolvendo aços de média e baixa resistência mecânica. É indicado para materiais
que apresentam mudança de comportamento (transição dúctil-frágil) com o
decréscimo da temperatura.
WELLS (1961) desenvolveu um conceito que permitiu estabelecer a
existência de um único campo de tensões e deformações ao redor da ponta da
trinca causada pela intensificação das tensões no caso de regime elasto-plástico
que é o deslocamento de abertura entre os planos da trinca, CTOD, como medida da
Região: deformação
plástica.
Região: deformação
elástica.
35
tenacidade à fratura. O seu experimento considerou uma chapa plana infinita
contendo uma trinca plana vazante (Figura 7) (ANDERSON, 2004).
Figura 7: Trinca do modelo de Wells.
Fonte: Wells (1961).
Wells (1961) partiu das expressões desenvolvidas para materiais elásticos
que proporciona o afastamento entre as faces da trinca, no interior da mesma
(Equação 4).
22 xaE
2V −
σ=
onde:
V é o afastamento de uma face da trinca até o centro da mesma;
σ é a tensão aplicada;
σ
σ
(4)
36
E é o módulo de elasticidade do material;
a é a metade do tamanho da trinca;
x é a distância do centro da trinca a ponta da trinca na direção X.
Wells (1961) considerou uma trinca virtual de tamanho (a+rp) onde “a” é a
metade do tamanho da trinca real e “rp” o raio da zona plástica. Considerando o
estado plano de tensões, tem-se a equação 5:
21
y
k
2
1rp
σπ
=
Substituindo na equação 4 o comprimento da trinca real (a) pelo tamanho da
trinca virtual (a+ rp) e x = a na ponta da trinca real, tem-se a equação 6:
2pp rar2
E
2V −
σ=
Substituindo os valores “rp” da equação 5 na equação 6 no estado plano de
tensão, tem-se a equação 7:
21
y
Ka
E
2V
σπ
σ=
Para a trinca de Wells (1961) tem-se a equação 8:
aK1 ⋅πσ=
Deduzindo, tem-se a equação 9:
a
K1
⋅π=σ
(8)
(9)
(5)
(6)
(7)
37
Substituindo valores, tem-se a equação 10:
y
21
E
KV
σ⋅⋅π=
Fazendo o valor de CTOD (δ) igual a 2V que corresponde a abertura na ponta
da trinca real, tem-se a equação 11:
y
21
E
K2
σ⋅⋅
π=δ
Assim, a equação 11 determina o valor da abertura da ponta da trinca.
Burdekin e Stone (1966) desenvolveram um conceito similar ao de Wells
(1961) a partir de uma chapa infinita com a trinca no comprimento de 2a. Esta chapa
é submetida a uma tensão trativa uniforme. Sob a ação da carga que provoca esta
tensão foi desenvolvida na ponta da trinca uma zona plástica de comprimento P
onde tem-se uma tensão uniforme e constante ao escoamento do material nesta
região (Figura 8).
(10)
(11)
38
Figura 8: Modelo de trinca desenvolvida por Dugdale.
Fonte: Dugdale (1960).
Burdekin e Stone (1966) chegaram à seguinte expressão (Equação 12):
σ⋅πσ
π
⋅σ⋅=δ
y
y
2secln
E
a8
Dawes (1974), a partir do modelo de Burdekin e Stone (1966), efetuou
experimentos e propôs uma nova expressão para cálculo do CTOD. Ele utilizou um
instrumento denominado extensômetro de fratura (“clip-gage”) que permite um
monitoramento da abertura das faces da trinca durante o ensaio, obtendo a medida
de deslocamento Vg. A conversão do deslocamento Vg, obtido pelo “clip-gage” para
o valor do CTOD no ensaio SE(B), é realizada através da determinação de um
centro de rotação aparente do corpo de prova, situado abaixo da trinca, ilustrado
pela figura 9.
(12)
σ
σ
Tensão Uniforme Aplicada (no infinito)
δ
a P
yσ
39
Figura 9: Representação esquemática da abertura da trinca durante um ensaio de flexão em um corpo de prova tipo SE(B).
Fonte Anderson (2004).
Esse centro de rotação é gerado pelo carregamento aplicado à amostra, que
provoca uma deformação em torno de um ponto denominado centro aparente de
rotação. Através da análise da Figura 9, o valor da componente plástica de CTOD δ,
se determina por semelhança de triângulos a partir do deslocamento de abertura da
“boca” da trinca Vg (Equação 13).
)aW(r
)za(11
Vg
−+
+=δ
onde:
Vg – Valor do deslocamento medido pelo extensômetro de fratura;
a – Comprimento da trinca inicial;
z – Distância da face do corpo de prova ao apoio do extensômetro de fratura;
r – Distância do Centro de rotação aparente à extremidade da trinca;
W – Largura do corpo de prova.
Para o cálculo dos valores quantitativos de tenacidade à fratura pela técnica
de CTOD δc é necessário somar as componentes elásticas e plástica (Equações 14,
15 e 16):
(13)
40
plelc δ+δ=δ
( )
υ−
σ=δ 2
y
2
el 1E**2
K
++−
−=δ
za)aW(*r
V*)aW(*r
00p
p0ppl
Onde a primeira parte (elástica) é a ligação entre o CTOD e a força para a
extensão da trinca, G (Equação 17):
( )
υ−⋅=σ⋅δ=
E
1KG
22
ys
A primeira parcela da equação determina a parte elástica do CTOD, e a
segunda parcela, a parte plástica. No comportamento essencialmente elástico, terá
Vp aproximadamente igual a zero e a equação se reduz à primeira parcela. Caso
contrário, numa fratura essencialmente plástica, tem-se a primeira parcela da
equação com um valor desprezível em relação ao segundo.
Para a segunda parcela, adota-se pela norma BS 7448 em corpos de prova
SE(B) o valor de rp = 0,4. Assim, tem-se a seguinte equação geral (Equação 18):
( ) ( )za6,0W4,0
VaW4,0
E2
1
W
af
BW
FS
0
P0
YS
220
5,1 ++−
+συ−
×
×=δ
onde:
a0 = tamanho da pré-trinca;
W = altura do corpo de prova;
B = espessura do corpo de prova;
(14)
(15)
(16)
(17)
(18)
41
ν = coeficiente de Poisson;
Vp = componente plástica da abertura de trinca;
z = altura dos suportes do extensômetro;
F = carga utilizada no teste;
f(a0/W) = fator de forma de acordo com a seguinte fórmula f(a0/W);
S = distância entre apoio (4W);
σYS=Limite de escoamento;
E= Módulo de elasticidade.
Quando o valor do CTOD = CTOD crítico, ocorre à fratura do material com
A fragilização por hidrogênio que é catódica, não pode ser confundida com
corrosão sob tensão que é anódica, e ocorre em temperatura ambiente ou abaixo da
ambiente. Os íons H+ presentes em soluções ácidas ou produzidos pela reação de
dissociação de solução neutra ou básica combinam no cátodo com elétrons liberado
pelo aço para formar hidrogênio atômico na superfície do aço. Os átomos de
hidrogênio combinam para formar hidrogênio molecular gasoso; contudo a presença
de H2S gasoso na solução ácida ou íons HS- em solução neutra e básica reduzem a
taxa de formação de H2 na superfície do aço. Assim, o hidrogênio atômico difunde
para o interior do aço e encontra sítios de aprisionamento, onde forma gás em altas
pressões. Os sítios de aprisionamento são imperfeições metalúrgicas tais como
inclusões não-metálicas, precipitados, contornos de grão e discordâncias, etc. As
pressões elevadas causam concentrações de tensão, formando trincas (LEAL et al.,
2007).
A fratura assistida por hidrogênio (FAH) depende basicamente de três fatores:
a) a origem do hidrogênio. O hidrogênio pode ter sua origem na
contaminação do metal durante o próprio processo de fabricação, ou
durante a aplicação do mesmo, como a presença de H2S nos poços
durante o processo de prospecção de petróleo. O problema envolvendo
H2S é de tal magnitude que pode haver fissuração interna do material,
induzida pelo hidrogênio, mesmo na ausência de carregamento mecânico
externo (DIETZEL; PFUFF, 1996).
b) o processo de difusão envolvido na movimentação do hidrogênio de sua
origem até a região onde irá ocorrer a fragilização;
c) o mecanismo de fragilização.
Qualquer processo que produza hidrogênio atômico na superfície do metal,
poderá ocasionar absorção dos átomos pelo metal (CHICOT; VIANNA; MIRANDA,
2002). A fração de hidrogênio absorvida pelo metal é determinada pela presença de
substâncias que diminuem a formação de moléculas de hidrogênio como sulfeto e
(23)
(24)
51
cianeto, impedindo que os átomos de hidrogênio se combinem na forma de
moléculas e escapem sob a forma de bolhas de gás.
Pode-se perceber assim uma influência do H2S nos processo de exploração
de petróleo onde o elemento se encontra presente levando a uma tendência de
absorção de H2 (PARK et al., 2008). Essa incorporação do hidrogênio nos metais
ocorre basicamente através da formação de hidretos, acontecendo, por exemplo,
com titânio e o zircônio ou através da formação de uma solução sólida com o metal.
A solubilidade do hidrogênio na estrutura cristalina do metal irá depender da
temperatura. A variação da concentração do hidrogênio no metal com a temperatura
depende da forma como o hidrogênio se encontra no metal.
No caso dos aços carbono de estrutura CCC, os hidrogênios irão se situar
nos sítios tetraédricos. Depois que o nível de saturação desse elemento no metal é
atingido, isto é, a quantidade de hidrogênio presente no metal é igual ao limite de
solubilidade do mesmo, os átomos tendem a se difundir para interfaces da
microestrutura, como entre partículas de segunda fase e a matriz, contornos de grão,
e redes de discordâncias e para regiões de concentração de tensão. Quando isso
ocorre, começam a aparecer mecanismos de fragilização pela presença do
hidrogênio nessas regiões (VIANNA, 2005). Com relação a esse mecanismo de
fragilização gerado pela presença do hidrogênio, são várias as teorias utilizadas
para explicar esses fenômenos, apesar de nenhuma delas conseguir, por si só, uma
explicação detalhada e eficaz dos mesmos.
Normalmente, o que acontece é a combinação dessas teorias para explicar a
formação de trincas induzidas pelo hidrogênio (HIC). Elas podem ser resumidas em
cinco principais e foram discutidas por Hall (1970 apud GRAY; PONTREMOLI,
1987). Zapffe e Sims (1941) propuseram a formação de moléculas de hidrogênio nas
cavidades pré-existentes no interior do material, resultando em um aumento da
tensão interna (teoria da pressão interna). Esse aumento da tensão interna,
associada às tensões aplicadas, facilitaria a nucleação e propagação de uma trinca,
ou seja, é necessária uma tensão externa menor para a nucleação e propagação de
uma trinca (Figura 16).
52
Figura 16: Aumento da pressão provocado pela segregação de hidrogênio molecular em defeitos
pré-existente. Fonte: Leal (2007).
Petch e Stables (1952) concluíram que a fragilidade está essencialmente
ligada à redução de energia superficial causada pela adsorção de hidrogênio gasoso
nas faces de uma micro-trinca pré-existente. O hidrogênio é atraído pela
concentração de tensão na extremidade da trinca e, pelo processo de difusão, se
concentra na mesma gerando uma redução de energia superficial. Essa redução de
energia superficial acarreta em uma diminuição na tensão de ruptura do material.
Essa teoria é conhecida como a teoria de redução da energia superficial. A fórmula
de Griffiths correlaciona a tensão necessária para a propagação de uma trinca com a
energia superficial (Equação 25), onde pode ser verificado que a redução da energia
superficial leva a uma redução da tensão necessária para a propagação de uma
trinca.
a*
*E*2f π
γ=σ
onde:
E = módulo de elasticidade;
a = Comprimento da trinca;
γ = Energia superficial.
Na teoria conhecida como teoria da decoesão, elaborada por Troiano (1960
apud LEAL, 2007), os átomos de hidrogênio, por difusão, se concentrariam nas
(25)
53
extremidades de defeitos, onde existe uma maior concentração de tensão nesta
região. Após a difusão e concentração nas extremidades dos defeitos, os átomos de
hidrogênio cederiam seus elétrons da rede e esses elétrons ocupariam a camada 3d,
camada incompleta, provocando um aumento na distância interatômica entre os
átomos de ferro. Esse aumento da distância interatômica dos átomos de ferro
diminuiria a força de coesão dos átomos aumentando a fragilidade na região,
provocando a fratura do material (Figura 17).
Figura 17: Aumento da distância entre os átomos de ferro pela segregação de átomos de hidrogênio em um deslocamento reduzindo a força de ligação entre os átomos de ferro.
Fonte: Leal (2007).
Tem-se, também, a teoria da interação hidrogênio-discordância. Essa
interação leva a uma redução da resistência do reticulado pela expansão provocada
pela concentração de hidrogênio. A deformação plástica é modificada através de
estabilização de micro-trincas, da alteração da taxa de encruamento e pelo
endurecimento da solução sólida. Essa teoria é conhecida como teoria do estado tri-
axial de tensão. Essa teoria assume que o hidrogênio tende a se difundir para
regiões onde exista um estado tri-axial de tensões, como na ponta de uma trinca,
regiões de concentração de tensões residuais e no campo de tensões trativas das
deslocações em aresta.
54
Na teoria de fratura assistida pelo hidrogênio pela formação de hidretos,
elementos da coluna Va da tabela periódica como Ti, Zr e Hf, apresentam redução
do limite de solubilidade com o aumento da temperatura. Já para os casos onde o
hidrogênio entra na estrutura cristalina do metal formando uma solução sólida,
metais da coluna IVa da tabela periódica, dentre os quais se encontra o Fe, ocorre o
aumento do limite de solubilidade com o aumento da temperatura. Os metais Nb, V,
Ta, Zr, Ti e Mg, em ambientes com hidrogênio, provocam a formação de um hidreto
metálico frágil na ponta de uma trinca. Quando a liga possui hidrogênio suficiente,
ocorre a precipitação de um hidreto. Com a quebra deste hidreto, a trinca segue
propagando-se pela matriz mais dúctil ou continua propagando-se entre os hidretos
por fratura dúctil. A formação de hidretos é aumentada pela aplicação de tensão e o
campo de tensão à frente da ponta da trinca pode induzir a precipitação de hidretos
adicionais e quebrá-los. Por isso, em algumas ligas, a propagação de trincas frágeis
ocorre pela precipitação repetida de hidretos à frente da ponta da trinca, quebra
destes hidretos e precipitação de novos hidretos até a fratura completa do material.
As fases hidretos não passam de fases intermediárias com elevado grau de
metaestabilidade.
A queda da ductilidade do material pode originar impactos desastrosos como
o rompimento do tubo de condução de petróleo, gerando prejuízos e impactos
ambientais incalculáveis (LEAL, 2007).
2.4.1 Influência dos parâmetros metalúrgicos na fratura assistida pelo
hidrogênio
O efeito da microestrutura final do material na susceptibilidade de um aço a
sofrer fragilização pela presença do hidrogênio foi investigado durante anos por
diferentes pesquisadores. Estruturas bandeadas grosseiras de ferrita e perlita em
aço de baixo carbono laminado a quente são propensos a HIC ao longo das bandas
de perlita paralelas à direção de laminação sob carregamento externo. Quando a
fração de bainita na matriz ferrita/perlita aumenta, HIC ao longo das bandas de
perlita diminui, enquanto trincas perpendiculares ao eixo de carregamento
55
aumentam e se formam em constituintes duros tais como ilhas de
martensita/austenita retida e bainita (TAU; CHAN, 1996).
Materiais temperados e revenidos aumentam a resistência à fratura assistida
pelo hidrogênio em relação a aços laminados. Esse efeito foi atribuído à obtenção de
uma estrutura mais homogênea, eliminando as bandas de perlita, que eram regiões
fortemente susceptíveis a nucleação de trincas pela sua morfologia (PARK et al.,
2008; KOBAYASHI; ZHANG, 1988). Pesquisas recentes vêm buscando verificar a
influência da morfologia do carboneto formado durante o processo de têmpera e
revenimento na resistência à fragilização pelo hidrogênio. Quando a fração de
martensita excede a 95% na têmpera, os carbonetos nucleiam e crescem,
primeiramente, nos contornos de grão e, posteriormente, no interior dos grãos.
Estudos comprovaram que, entre dois aços temperados e revenidos, o de
menor temperatura de revenimento tem a tendência de permanecer com maiores
níveis de imperfeições cristalinas (KRAUSS, 1990) aumentando, desta forma, as
regiões onde o hidrogênio possa acumular e gerar a fragilização. As temperaturas
mais altas propiciam a recristalização com eliminação das imperfeições cristalinas.
Materiais com porcentagens de martensita acima de 90% contribuem para a
resistência à fragilização pelo hidrogênio em aços com elevada propriedade
mecânica. Na Figura 18 Asahi mostra o gráfico da resistência ao SSC (KISSC) em
função do limite de escoamento para diferentes percentuais de martensita.
56
Figura 18: Efeito da fração de martensita em KISSC. Fonte: Asahi et. al. (1989).
Quanto maior é a fração de martensita no aço, melhor será a sua resistência
a SSC..
O tamanho de grão, também, traz conseqüências para os materiais com
fragilização pela corrosão. Na Figura 19 Asahi também mostra o efeito do tamanho
de grão austenítico na tensão limite SSC. A máxima tensão inicial na qual nenhuma
falha ocorre durante o período de teste de 720h conforme Nace TM 0177, método A,
é a σth.
Figura 19: Efeito do tamanho de grão ASTM na tensão limite SSC (σth) Fonte: Asahi et. al. (1989).
Para um menor limite de escoamento (σy), não se observou efeito do tamanho
do grão em σth para aço com tamanho de grão mais fino ou grosseiro, e seus σth são
suficientemente altos, isto é, σth / σy = 0,9, onde Rs é a razão entre σth / σy
adimensional. O valor de σth começa a decrescer com o aumento do limite de
escoamento a um pico de resistência, σy-peak. Como mostrado pela figura 20, o pico
de resistência mecânica, σy-peak eleva-se quando o tamanho de grão torna-se menor
(número de tamanho de grão austenítico mais fino que 8) (ASAHI et al., 1989).
57
Quanto maior for à resistência do aço menor será sua resistência à
fragilização por hidrogênio (HARDIE; CHARLES; LOPEZ, 2006). Na Figura 20 Asahi
mostra a resistência à SSC (σth) elevada até 0,9 com o acréscimo na temperatura de
revenimento, e é sensível ao tamanho de grão austenítico (ASAHI, 1989).
Figura 20: Relação entre limite de escoamento e a tensão limite (σth) para dois tamanhos de grão distintos ASTM.
Fonte: Asahi et. al. (1989).
Recentemente, ferrita acicular e ultrafina para aços de alta conformabilidade
com carbono menor que 0,025% estão despertando interesse para aplicação em
tubos em função da elevada resistência mecânica, tenacidade e resistência em
ambiente sob H2S (THOMPSON; KRAUSS, 1995). A ferrita acicular ultrafina possui
fator de intensidade de tensão menor que ferita + perlita e ferrita acicular grosseira,
e, simultaneamente, os filmes de martensita/ austenita nos contornos de grão têm
um papel importante na resistência à propagação à trinca (ZHONG et al., 2006).
O teor de ferrita acicular na microestrutura maior que 60% aumentou a
resistência HIC e SSC, enquanto que constituintes bainita e martensita/austenita
deterioraram a habilidade de trabalhar dos corpos de prova soldados em ambiente
ácido (BEIDOKHTI; DOLATI; KOUKABI, 2009).
58
2.4.2 Influência da limpidez na fratura assistida pelo hidrogênio
Bernstein e Pressouyre (1979) analisaram e modelaram as maneiras nas
quais o hidrogênio pode interagir com imperfeição do reticulado e interfaces
denotada pelo termo sítios de aprisionamento, e como tais sítios podem afetar e
controlar a natureza e cinética da fragilização pelo hidrogênio. Os parâmetros
importantes são:
a) o meio pelo qual o hidrogênio difunde no material (como atmosferas de
discordância ou difusão intersticial ou ao longo de caminho de alta
difusividade);
b) a localização do hidrogênio antes do teste (interno ou externo);
c) o caráter do sítio: reversíveis (podem ganhar ou perder hidrogênio de
discordâncias tais como átomos em solução e contornos de baixo e alto
ângulos) ou irreversíveis (têm maior energia de aprisionamento e atuam
como sumidouros de hidrogênio tais como TiC ).
Assim, produtos de aço podem trincar inesperadamente ou não, quando
expostos em ambiente com hidrogênio. A fim de entender este problema, torna-se
necessário conhecer a taxa de entrada do hidrogênio e a mudança do teor de
hidrogênio que contribui para a fragilização (ASAHI, 1989).
É conhecido que a quantidade, o tamanho e a forma das inclusões exercem
influência no processo de nucleação e propagação de trincas, e, também, na
resistência à FAH. Inclusões mais alongadas e pouco espaçadas são extremamente
danosas. As inclusões de sulfeto de manganês se encontram no grupo das mais
prejudiciais e possuem basicamente três tipos de morfologia. A morfologia tipo I são
inclusões de formas globulares e se encontram dispersas na matriz do aço. O tipo II
são inclusões finas e confinadas a regiões interdendríticas e o tipo III são inclusões
de formas angulares que, normalmente, se encontram dispersas na matriz do aço de
forma aleatória. Essas morfologias são controladas pela composição do aço e pelo
grau de desoxidação do mesmo. As inclusões do tipo II são as mais danosas no que
diz respeito à redução da resistência à FAH dos aços, pois são facilmente alongadas
durante o processo de laminação. Essas inclusões tornam-se sítios preferenciais
para a nucleação de trincas através da segregação de átomos de hidrogênio em sua
extremidade. Uma das medidas utilizadas em larga escala para o controle da
59
quantidade e forma de inclusões de sulfeto de manganês é a redução da quantidade
de enxofre nos aços e a adição de cálcio ou terras rara para a globulização das
inclusões.
Em aços de baixa liga temperado e revenido, VC e TiC atuam como sítios
aprisionadores de hidrogênio e não se alteram com a temperatura de revenimento. O
desaprisionamento do hidrogênio, por sua vez, é lento (ASAHI, 1989).
2.4.3 Influência da composição química na fratura assistida pelo
hidrogênio
A resistência à corrosão é um aspecto muito importante para o material a ser
usado na fabricação dos tubos. É conhecido que as jazidas de petróleo exploradas
na atualidade apresentam altos teores de H2S. Ainda que a ação desta substância
possa ser combatida através da purificação prévia ou adição de inibidores ao óleo
ou gás a serem transportados, estas soluções aumentam o custo operacional do
duto. O ideal, então, é utilizar tubos de aço capazes de suportar tais condições. A
redução e globulização das inclusões de sulfetos na microestrutura do material
através de técnicas de metalurgia de panela estão entre as medidas necessárias. A
redução de segregação central formada durante o lingotamento contínuo dos blocos
é fundamental o que se exige redução de teores de C, Mn e P da liga.
O carbono(C) é considerado o elemento que oferece a melhor relação custo /
benefício para aumentar a resistência à tração. Comparado com outros mecanismos
de endurecimento é considerado o menos desejável, pois diminui a tenacidade,
ductilidade e soldabilidade. No caso de aços para tubos API 5L grau X65, o carbono
deve ser reduzido à menor quantidade possível para obter uma melhor soldabilidade
(menor carbono equivalente), restringindo a susceptibilidade à trinca a frio na Zona
Termicamente Afetada (ZTA) e, também, melhorar a tenacidade e ductilidade com
redução da temperatura de transição (dúctil – frágil). Aços de alta resistência e baixa
liga com baixos teores de carbono são pré-requisitos para evitar as falhas originadas
pela recombinação do hidrogênio atômico para H2 em inclusões alongadas, e sua
seguinte propagação em fase dura (por exemplo, a perlita) da microestrutura. Os
baixos teores de carbono nestes aços evitam microestruturas bandeadas, que ocorre
60
em qualquer enriquecimento interdendrítico de elementos de liga durante a
solidificação. (HULKA; BRIAN, 1985).
O manganês (Mn) é o elemento mais comumente utilizado nos aços de alta
resistência baixa liga para dutos, que provocam endurecimento por solução sólida.
Prefere-se que o teor de manganês seja reduzido a 0,3%, evitando-se segregação
central e inclusões alongadas de MnS. Nas últimas décadas, tem-se substituído o C
pelo Mn, já que uma alta relação Mn/C produz uma melhor tenacidade para um
mesmo nível de propriedade mecânica. Por outro lado, é prudente limitar o teor de
Mn a 1,2%, elevando desta forma a resistência ao trincamento induzido pelo
hidrogênio. Acima de 1,2% Mn, fases duras são formadas na microestrutura
principalmente nas bandas de segregação, que acentuam a união de trincas pelo
hidrogênio.
As microestruturas ferríticas-perlíticas estão sendo substituídas por estruturas
ferríticas–bainíticas, melhorando desta forma a resistência a fragilização pelo
hidrogênio no aço. O Mn possui um efeito marcante neste sentido, pois quando se
aumenta o conteúdo de 1,40% para 1,60% e logo para 1,80%, a microestrutura
transforma-se de ferrita-perlita para ferrita-perlita-bainita e, respectivamente, para
ferrita-bainita (BILLINGHAM et al., 2003).
O silício (Si) é usado como desoxidante do aço, favorece sensivelmente
resistência mecânica (limite de escoamento) e a resistência à CST, modificando o
formato das inclusões de alongadas para globulares.
O enxofre (S) é uma impureza prejudicial, reduz a soldabilidade e a
ductilidade, em especial dobramento. Nos aços comuns, o teor de enxofre é limitado
a valores abaixo de 0,05%. Valores aproximadamente de 0,005% a 0,010%,
geralmente estão presentes no processo de fabricação padrão. Em condições de
ambientes ácido, torna-se necessário o controle do teor de enxofre para níveis bem
baixos, além de requisitos adicionais como, por exemplo, redução de fósforo,
controle da quantidade e morfologia das inclusões nos tubos para melhorar a
resistência ao processo de trinca induzido pelo hidrogênio (DOMIZI; ANTERI;
OVEREJO-GARCIA, 2007). O controle do formato das inclusões de enxofre através
da aplicação de Ca (globulização das inclusões) ajuda a prevenir a formação de
MnS de forma alongada, evitando triaxialidade de tensões pontuais. Há uma faixa
ótima de níveis de Ca, para cada teor de enxofre e oxigênio, que garante o metal
livre de trincas.
61
O fósforo (P) aumenta o limite de resistência à tração, favorece a resistência à
corrosão e a dureza, prejudicando, contudo, a ductilidade e soldabilidade. A
solubilidade do P na ferrita é alta e promove o endurecimento, ocasionando a
fragilidade a frio. O teor de P deve ser controlado para os mínimos valores possíveis
e desta forma melhorar a resistência à fratura assistida pelo hidrogênio.
O cobre (Cu), em adições superiores a 0,2% permite a formação de uma
camada protetora e pode atuar como barreira física que evita a entrada do
hidrogênio no aço durante o processo de HIC, sendo assim eficiente para aumentar
a resistência à corrosão.
A adição de níquel (Ni) provoca queda na resistência à fragilização pelo
hidrogênio, preservando a austenita após têmpera que, posteriormente, transforma
em martensita no revenimento. Essa transformação da austenita retida em
martensita no revenimento só ocorre no caso de haver temperabilidade suficiente.
No revenimento o que se espera é a decomposição da austenita retida. A fase
martensítica aumenta a dureza nos locais que se forma e decresce a resistência à
SSC. Limita-se os valores de Ni a teores inferiores a 1% para aços de baixa liga em
razão da relação entre o limite de escoamento e a tensão limite σth (MASAKATSU;
ASAHI; MARSHALL, 1994) (Figura 21).
Figura 21: Teores de Ni para aços de baixa liga em razão da relação entre o limite de escoamento
e tensão limite σth. Fonte: Masakatsu, Asahi e Marshall (1994).
62
O molibdênio (Mo) até valores de 0,8% tem a finalidade de aumentar a
resistência à corrosão por via úmida, além disso eleva a temperatura de revenimento
para se alcançar um determinado valor de limite de escoamento, controla o efeito de
elementos danosos à fragilização por hidrogênio tais como P, As e Sb e contribui à
formação de finos carbonetos (<20nm) de M3C e MC durante o revenimento
(DIESBURG; SPONSELLER; GROBNER, 1979). A fixação do hidrogênio pelos
elementos é ditada pela energia de ligação.
A Tabela 4 mostra a energia de ligação entre vários solutos e o hidrogênio.
Tabela 4: Energia de ligação entre vários solutos e o hidrogênio
As Tabelas 9 e 10 mostram os resultados de micro-inclusões do aço API 5L
X65, conforme norma ASTM E45-10e1 (2010) - Método A.
Tabela 9: Resultados de micro-inclusões - Série Fina.
Aço Dimensão (mm) Série Fina (A) Série Fina (B) Série Fina (C) Série Fina (D)
X65 323,90 x 27,00 0,50 0,00 0,50 1,00 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
92
Tabela 10: Resultados de micro-inclusões - Série Grossa.
Aço Dimensão (mm) Série Grossa
(A) Série Grossa
(B) Série Grossa
(C) Série Grossa
(D)
X65 323,90 x 27,00 0,00 0,00 0,00 0,00 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
Esses resultados de micro-inclusões evidenciam a eficiência dos processos
de metalurgia secundária necessários à produção desses aços, obtendo um nível de
pureza elevado e contribuem para melhorar a resistência a fragilização pelo
hidrogênio. Os processos de desgaseificação à vácuo, rinsagem, borbulhamento
com argônio e a prática de controle das inclusões globulares para um aço acalmado
com a adição de alumínio e silício garantem o sucesso deste liga.
A microestrutura da seção transversal mostrou a presença de carbonetos
precipitados em matriz ferrítica (material temperado e revenido) (Figura 40), após
eficiente processo de tratamento térmico realizado pela V&M do Brasil. A evidência
de uma microestrutura homogênea garante excelente propriedade mecânica que é
um sucesso para a aplicação do tubo de aço sem costura nas refinarias e
plataformas de petróleo.
Figura 40: Microestrutura da seção transversal do tubo de aço API-5L-X65, evidenciando estrutura martensita revenida.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
O tamanho de grão austenítico ASTM 10 foi obtido conforme norma ASTM
E112-10 (2010).
93
4.3 Propriedades mecânicas
As amostras do ensaio de tração longitudinal foram do tipo cilíndrico,
conforme figura 41, retirado do centro da parede do tubo de aço sem costura do lado
A e B (pé e ponta) para avaliar a diferença de propriedade mecânica nas
extremidades do tubo.
Figura 41: Corpo de prova de tração usinado. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
A Tabela 11 mostra os resultados do ensaio de tração do grau X65 analisado
neste trabalho na condição temperado e revenido.
Tabela 11: Resultados do ensaio de tração no sentido longitudinal.
Dimensão(mm) Limite de
Escoamento (MPa)
Média
(MPa) DP
Resistência à Tração (MPa)
Média
(MPa) DP
Alongamento %
323,90 x 27,00 - A 472 482,5 14,8
572 580,5 12,0
55
323,90 x 27,00 - B 493 589 54
Espec. API 5L 450/570 535/750 25 min. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
Observa-se que os valores obtidos são típicos de material de média
resistência mecânica conforme previsto pela tabela 2 de aços API 5L e sua
aplicações. Nota-se também pequena variação de propriedade mecânica entre o
lado A (pé) e B (ponta) do tubo que é oriundo do processo de resfriamento após
têmpera do material. Esses resultados mostraram, também, que o tratamento de
revenimento contribuiu para uma boa resistência e aumento da ductilidade. No
94
trabalho de Toffolo foram realizados testes mecânicos de tração em graus X60 e
X70 produzidos pelo processo de laminação com resfriamento controlado para o
refino do tamanho de grão da ferrita, que deu base para a comparação conforme
Figura 43.
Na figura 42, tem-se foto dos corpos de prova de impacto antes e depois do
ensaio. Foram utilizados corpos de prova sub-size 10x55x7,5 mm, que foram
convertidos para 10x55x10 mm, conforme estabelecido pela norma API 5L, pelo
fator 0,75.
Figura 42: Amostra para teste de impacto antes e após o ensaio Charpy. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
A Tabela 12 mostra os resultados do ensaio de impacto Charpy realizado em
amostras transversais do tubo conforme normas API 5L e ASTM E23.
Tabela 12: Resultados do ensaio de impacto Charpy na temperatura de 0 oC.
Dimensão Impacto transversal – Corpo de prova 10 x 55 x 10mm, 0ºC
Energia Absorvida Média DP Fratura Dúctil Média
323,90 x 27,00 - A 364 392 394 383,3 16,7 100 100 100 100
323,90 x 27,00 - B 388 398 398 394,6 5,7 100 100 100 100
Exigência API 5L > 20 J > 27 J >60 % >80% Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
O resultado de energia absorvida na fratura por impacto evidencia a
tenacidade elevada do tubo na temperatura de 0°C. A temperatura de transição é
inferior a 0°C o que pode configurar o aço para trabalho em temperaturas negativas.
95
Os resultados se justificam em razão da estrutura de têmpera e revenimento com o
último tratamento executado em temperatura elevada que garante uma excelente
tenacidade. Comparando estes resultados com os resultados dos aços X60 e X70
estudados por Toffolo, foi elaborado o gráfico a seguir (figura 43).
Figura 43: Comparação dos valores de limite de escoamento e energia absorvida dos graus X60 e X70 produzidos pelo processo termo-mecânico e o grau X65 temperado e revenido pela VM do Brasil.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
Fica caracterizada a grande eficiência do processo de tratamento térmico por
têmpera e revenimento em valores de tenacidade obtido no teste de charpy
realizado na temperatura de -30°C em comparação com processo de laminação
controlada com teste de charpy realizado na temperatura de 25°C (ambiente).
A fratura dos corpos de prova do X65 apresentou-se totalmente dúctil (100%)
na região rompida após teste de charpy.
O ensaio Charpy foi realizado, também, em várias temperaturas no intervalo
entre -197 e 21°C para avaliar a tenacidade em função da temperatura (Tabela 13).
Os resultados estão informados de acordo com o corpo de prova sub-size 10x55x7,5
mm utilizados neste teste. A Conversão para o corpo de prova full size não foi
realizado desta vez.
96
Tabela 13: Resultados do ensaio de impacto Charpy em várias
temperaturas do aço X65 API 5L.
Temperatura Impacto transversal – Corpo de prova 10 x 55 x 7,5mm
Energia Absorvida Média DP Fratura Dúctil Média
+21°C 284 280 286 283,3 3,0 100 100 100 100
-30°C 296 296 300 297,3 2,3 100 100 100 100
-50°C 294 296 296 295,3 1,1 100 100 100 100
-70°C 284 294 306 294,6 11,0 100 100 100 100
-90°C 302 292 300 298,0 5,2 100 100 100 100
-100°C 5 5 5 5,0 0,0 0 0 0 0
-197°C 5 5 5 5,0 0,0 0 0 0 0 Fonte: Elaborado pelo Autor e CDTN (2010)
A evolução da energia de fratura em função da temperatura permitiu calcular
a temperatura de transição do aço X65 API 5L de -90 a -100 °C (Figura 44).
Figura 44: Valores de energia de fratura em função da temperatura.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010)
97
Os resultados mostram também que na temperatura de interesse proposta
neste trabalho (-30ºC) o grau X65 tem excelente tenacidade e boa ductilidade
obtendo 100% de fratura dúctil observado na superfície de fratura dos corpos de
provas após ensaio de charpy. A tendência é da propagação de trinca no ensaio de
CTOD, na temperatura de -30ºC, obter uma superfície de fratura totalmente dúctil
pois a velocidade do teste é muito inferior ao ensaio de charpy.
A Tabela 14 mostra os resultados do ensaio de dureza realizado na escala
Vickers (HV10).
Tabela 14: Resultados médio e desvio padrão da dureza Vickers nas posições interna, meio e externa dos tubos.
Dimensão 0° 120° 240° Posição
323,90 x 27,00 209,0 3,2 219,0 3,4 199,2 4,2 Externo
323,90 x 27,00 180,0 3,2 175,7 2,4 179,3 3,0 Meio
323,90 x 27,00 205,5 11,5 194,5 5,4 183,5 3,7 Interno Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
Na figura 45, verifica-se as impressões realizadas pelo penetrador em uma
das três seções transversais ao longo da circunferência, para verificar o nível de
variação de dureza de acordo com o processo de tratamento térmico realizado
durante a fabricação do tubo de aço sem costura.
Figura 45: Amostra de dureza com os pontos de impressão realizados, conforme procedimento para ensaio de dureza HV.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).
98
Verifica-se que a variação de dureza entre a superfície externa e interna em
comparação com o meio da parede é característica do sistema adotado para
resfriamento do tubo após têmpera. Quando o tubo sai do forno de austenitização,
em seguida, é imerso no tanque contendo água na temperatura ambiente, a
superfície externa tende a sofrer um rápido resfriamento, pois esta superfície é o
local que recebe o primeiro contato com a água, contribuindo para transformação
total da austenita para martensita. O diâmetro interno, por outro lado, não é resfriado
na mesma taxa, pois a água entra com uma velocidade mais lenta no interior do tubo
que é revelado pelo maior desvio-padrão e menor média dos valores de dureza em
comparação com a superfície externa. No meio da parede do tubo, a taxa de
resfriamento é ainda menor, pois o gradiente térmico parte das superfícies internas e
externas para o centro da parede que é a ultima região a esfriar, dificultando a
transformação austenita/martensita naquela região e obtendo valores de dureza
menores considerando toda a seção transversal do tubo.
4.4 Ensaios de tenacidade à fratura – CTOD
4.4.1 CTOD em amostras como fornecidas
A Tabela 15 mostra as dimensões dos corpos de prova, a Força, o Kmax e o
número de ciclos de fadiga da abertura da pré-trinca dos primeiros 6 testes
realizados.
Tabela 15: Dimensões dos 6 corpos de prova e parâmetros de ensaio de fadiga.
Identificação B - mm W(2B) - mm Força(KN) Kmax – MPa.m1/2 N° Ciclos
CP 1 19,96 40,08 13,31 26,56 58963
CP 2 19,95 40,05 13,29 26,55 60018
CP 3 19,97 40,06 13,31 26,55 64306
CP 4 19,97 40,07 13,31 26,56 48737
CP 5 19,96 40,07 13,31 26,56 55405
CP 6 19,99 40,11 13,35 26,57 61804 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
99
O CTOD foi realizado nas amostras como fornecidas obtendo os
deslocamentos de Vp através do gráfico. Posteriormente os corpos de prova foram
rompidos e medidos os valores do comprimento da pré-trinca a0 (mm) e a
propagação da trinca ∆ap (mm) que são informados a seguir.(Tabela 16)
Tabela 16: Resultados de CTOD e informações do comprimento das trincas.
Identificação a0 - mm ∆ap - mm Vp - mm CTOD - mm
CP 1 20,29 0,42 4,57 1,25
CP 2 20,79 0,31 3,07 0,84
CP 3 20,33 0,22 2,59 0,73
CP 4 20,74 0,21 2,70 0,73
CP 5 20,48 0,24 3,08 0,85
CP 6 20,68 0,36 3,58 0,98 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
A figura 46 mostra a amostra observada no microscópio ótico após ensaio de
CTOD e rompimento realizado a baixa temperatura.
Figura 46: Perfil da fratura do Corpo de prova após ensaio de CTOD. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
A região 1 corresponde a usinagem do entalhe.
Região 1
Região 2
Região 3
Região 4
100
A região 2 corresponde a trinca por fadiga.
A região 3 corresponde a propagação de trinca durante o teste de CTOD.
A região 4 corresponde a fratura frágil após rompimento por martelo na
temperatura do nitrogênio líquido.
O comprimento da trinca (a0) de interesse para o cálculo de CTOD é o
comprimento somado das regiões 1 e 2, que dará o comprimento real da pré-trinca
a0. Na figura 47, mostra-se o método utilizado para encontrar a trinca média real
inicial (a0) e a propagação da trinca ∆ap (mm) de acordo com o procedimento
informado pela norma BS 7448 – Part IV, medindo-se em 9 locais espaçados ao
longo do comprimento da seção da amostra e encontrando o valor médio do
comprimento da trinca.
Figura 47: Método para medição da trinca e propagação durante o teste de CTOD. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Observa-se que a propagação de trinca (∆ap) foi pequena, evidenciando que
a deformação plástica ocorrida na ponta da trinca inibiu a sua propagação. Esse
efeito é chamado de embotamento da ponta da trinca e acontece tipicamente com
materiais que tem a característica de boa habilidade de se deformar plasticamente.
Quanto maior o embotamento que é a característica do material em deformar
plasticamente menor será a propagação da trinca.
101
O CTOD =1,25 mm é correspondente ao valor de máxima carga e,
consequentemente, máxima abertura do “clip-gage” para as amostras como
fornecidas que foi determinado nos testes iniciais para traçar a curva de resistência a
propagação de trinca.
Verificou-se que a carga durante o ensaio, após ultrapassar o limite elástico,
aumentou de forma constante com a abertura do “clip-gage” sem conhecer o ponto
de carga máxima (Figura 48).
Figura 48: Gráfico da força em função deslocamento do “clip gage”. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)
Esse fato também acontece justamente pelo efeito do embotamento na ponta
de trinca de propagação do teste. Com todos os resultados apurados, foi plotado o
gráfico CTOD em função da propagação da trinca (∆ap) (Figura 49)
Fo
rça
(N
)
Deslocamento (mm)
102
Figura 49: Evolução do CTOD em função de ∆ap e a equação de regressão linear para corpos de
prova como fornecidos. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
A partir dos valores de CTOD em função de ∆ap foi possível, através de
regressão linear, obter a expressão (Equação 42):
2602,0ap*1697,2CTOD +∆=
Para o valor correspondente ao comprimento da trinca de 0,2 mm aceitável
em projetos de engenharia, tem-se CTOD δi 0.2 = 0,69 mm que foi calculado pela
expressão 42. O CTOD crítico de referência foi calculado também para os 6 testes a
partir da região avaliada no gráfico de início da trinca instável conforme estabelece a
norma BS 7448. Os valores obtidos através de leituras nos gráficos foram os
seguintes conforme tabela 17:
Tabela 17: Força e deslocamento Vp no inicio de trinca estável.
Identificação Força(KN) Vp - mm
CP 1 30,40 0,24
CP 2 31,00 0,19
CP 3 31,80 0,24
CP 4 30,00 0,20
CP 5 30,70 0,21
CP 6 33,00 0,22 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
(42)
103
O valor médio encontrado foi CTOD δc(*) = 0,09 mm.
4.4.2 CTOD em amostras hidrogenadas em solução A por 96 horas
A Tabela 18 mostra as dimensões dos corpos de prova, a Força, o Kmax e o
número de ciclos de fadiga da abertura da pré-trinca do segundo grupo de 6 testes
realizados.
Tabela 18: Dimensões dos corpos de prova e dados da fadiga.
Identificação B - mm W(2B) - mm Força(KN) Kmax – MPa.m1/2 N° Ciclos
CP 7 20,02 40,08 13,30 26,55 58413
CP 8 20,00 40,01 13,29 26,54 56740
CP 9 20,02 40,08 13,35 26,56 58583
CP 10 20,02 40,04 13,32 26,55 70112
CP 11 19,97 40,02 13,28 26,54 58280
CP 12 19,96 40,04 13,29 26,55 53260 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Posteriormente ao processo de abertura da pré-trinca por fadiga as amostras
foram hidrogenadas, com a seguinte análise da solução (Tabela 19):
Tabela 19: Análise da solução da hidrogenação em amostras de CTOD.
Solução A – 96 horas
pH da solução antes da saturação 2,70
pH da solução após o teste 3,55
Concentração de H2S no início do teste 2805 ppm
Concentração de H2S no fim do teste 2839 ppm Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
O CTOD foi realizado nas amostras hidrogenadas obtendo os deslocamentos
de Vp através do gráfico. Posteriormente, os corpos de prova foram rompidos e
medidos os valores do comprimento da pré-trinca a0 (mm) e a propagação da trinca
∆ap (mm) que são informados a seguir (Tabela 20).
104
Tabela 20: Resultados de CTOD e informações do comprimento de trincas.
Identificação a0 - mm ∆ap - mm Vp - mm CTOD - mm
CP 7 20,39 3,05 2,81 0,78
CP 8 19,15 3,34 2,46 0,74
CP 9 20,43 2,85 2,37 0,66
CP 10 19,52 1,89 2,11 0,63
CP 11 20,12 0,93 1,61 0,47
CP 12 20,27 2,33 2,40 0,68 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Esses resultados evidenciaram os efeitos da presença do hidrogênio nas
amostras ensaiadas. O CTOD δm = 0,78 mm corresponde ao valor de carga máxima
para esta condição de teste. No geral, houve queda da tenacidade quando
comparado os valores da condição de testes nas amostras como fornecidas e houve
maior propagação de trinca (∆ap), mostrando que o material apresenta redução da
energia de embotamento. O fato é que a presença do hidrogênio na microestrutura
diminui a energia de deslocação das discordâncias, fazendo com que a alta tensão
concentrada nestes locais cause a ruptura sem grande deformação plástica. Porém,
como a distribuição do hidrogênio não é homogenia em toda microestrutura, em
outras regiões ocorre o acúmulo das discordâncias, fazendo o aparecimento da
deformação plástica e deixando o aspecto da superfície de fratura na forma de
dentes de serra ou “ridges” (MARTIN; FENSKE; ROBERTSON, 2010).
A evolução da força em função do deslocamento para o aço X65 hidrogenado
está mostrada na Figura 50 obtido da interface do computador através do software
de CTOD. Verificam-se pontos de instabilidade no gráfico de força em função do
deslocamento e surgiram dois “pops-in” nos pontos da curva próximos a 0,5 mm e
2,0 mm que foram considerados no valor de CTOD pelo fato de ser uma condição
ocorrida pela presença do hidrogênio na ponta da trinca.
105
Figura 50: Evolução da força em função do deslocamento registrado no “clip-gage” em amostras hidrogenadas do aço X65 API.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)
Através do gráfico e com a linha de tendência através da regressão linerar,
obtemos a equação para calcular o valor de CTOD de iniciação. A figura 51 mostra
os pontos e a linearização do gráfico de CTOD versus ∆ap.
Figura 51: Gráfico CTOD x ∆ap e equação de regressão corpos de prova hidrogenados do aço X65 API 5L.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Deslocamento (mm)
Fo
rça
(N
)
106
A nova equação para obtenção dos valores de CTOD de iniciação foi
(Equação 43):
3953,0ap*1109,0CTOD +∆=
O valor correspondente ao comprimento da trinca de 0,2 mm aceitável em
projetos de engenharia foi CTOD δi =0,42 mm calculado pela equação 43.
O CTOD crítico de referência foi calculado também para as 6 amostras
hidrogenadas a partir da região avaliada no gráfico de início da trinca instável. Os
valores obtidos através de leituras nos gráficos foram os seguintes conforme tabela
21:
Tabela 21: Força e deslocamento Vp no inicio de trinca instável.
Identificação Força(KN) Vp - mm
CP 7 31,90 0,21
CP 8 35,30 0,28
CP 9 33,20 0,23
CP 10 36,40 0,26
CP 11 34,00 0,26
CP 12 31,80 0,23 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
O valor médio encontrado foi CTOD δc(*) = 0,10 mm.
4.4.3 CTOD em amostras hidrogenadas em solução A por 168 horas
A Tabela 22 mostra as dimensões dos corpos de prova, a Força, o Kmax e o
número de ciclos de fadiga da abertura da pré-trinca do terceiro grupo de 6 testes
realizados:
(43)
107
Tabela 22: Dimensões dos corpos de prova e dados de fadiga.
Identificação B - mm W(2B) - mm Força(KN) Kmax – MPa.m1/2 N° Ciclos
CP 13 20,00 39,95 13,27 26,52 61013
CP 14 19,99 39,99 13,28 26,53 58868
CP 15 20,01 40,01 13,29 26,54 67581
CP 16 20,00 40,01 13,29 26,54 62314
CP 17 20,00 39,99 13,28 26,53 55815
CP 18 20,00 40,00 13,29 26,53 53530 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Posteriormente ao processo de abertura da pré-trinca por fadiga as amostras foram
hidrogenadas, com a seguinte análise da solução (Tabela 23):
Tabela 23: Análise da solução da hidrogenação em amostras de CTOD.
Solução A – 168 horas
pH da solução antes da saturação 2,70
pH da solução após o teste 3,60
Concentração de H2S no início do teste 2720
Concentração de H2S no fim do teste 2856 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Após 168 horas de hidrogenação, o CTOD foi realizado no mesmo
procedimento conforme requerido pela norma BS 7448. Os resultados obtidos estão
na tabela a seguir (Tabela 24).
Tabela 24: Resultados de CTOD e informações do comprimento das trincas.
Identificação a0 - mm ∆ap - mm Vp - mm CTOD - mm
CP 13 20,38 2,55 1,82 0,52
CP 14 20,05 2,14 2,77 0,78
CP 15 20,34 1,44 2,15 0,60
CP 16 20,16 1,38 1,58 0,46
CP 17 20,57 1,08 1,63 0,46
CP 18 20,49 1,23 1,81 0,51 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
108
Novamente, observou-se queda da tenacidade à fratura do material e
propagação de trinca causada pela presença de hidrogênio na microestrutura. A
figura 52 mostra a evolução da força em função do deslocamento para esse tempo
de imersão de 168 horas na solução A.
Figura 52: Evolução da força em função do deslocamento do “clip gage” em amostras do aço X65 API 5L hidrogenados.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
A taxa de crescimento da carga com o deslocamento foi pouco acentuada e
não ocorreu a formação de “pop-in” na curva. A figura 53 mostra o aspecto da fratura
do corpo de prova rompido após CTOD, evidenciando o crescimento de trinca.
Fo
rça
(N
)
Deslocamento (mm)
109
Figura 53: Aspecto da fratura após ensaio de CTOD. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Observa-se que nas bordas do corpo de prova houve propagação de trinca,
evidenciando o efeito da hidrogenação em uma região de elevada deformação
plástica.
A figura 54 mostra a variação do CTOD em função do deslocamento da trinca
avaliada pelo “clip-gage”.
Figura 54: Evolução do CTOD com o deslocamento ∆ap para o aço X65 API 5L hidrogenado por 168 horas.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Propagação da
trinca
110
A equação de inter-relação obtida entre CTOD e ∆ap é obtida através da
equação 44:
3900,0ap*1007,0CTOD +∆=
O valor correspondente ao comprimento da trinca 0,2 mm CTOD δi = 0,41mm
calculado pela equação 44.
O CTOD crítico de referência foi calculado para as 6 amostras hidrogenadas
por 168 horas. Os valores obtidos através de leituras nos gráficos foram os
seguintes conforme tabela 25:
Tabela 25: Força e deslocamento Vp no inicio de trinca instável.
Identificação Força(KN) Vp - mm
CP 13 35,30 0,30
CP 14 34,40 0,34
CP 15 32,60 0,32
CP 16 34,60 0,27
CP 17 33,00 0,32
CP 18 33,60 0,32 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
O valor médio encontrado foi CTOD δc(*) = 0,12 mm.
4.4.4 CTOD em amostras hidrogenadas em solução B por 168 horas
A Tabela 26 mostra as dimensões dos corpos de prova, a Força, o Kmax e o
número de ciclos de fadiga da abertura da pré-trinca do quarto grupo de 6 testes
realizados.
(44)
111
Tabela 26: Dimensões do corpo de prova e dados da fadiga.
Identificação B - mm W(2B) - mm Força(KN) Kmax – MPa.m1/2 N° Ciclos
Posteriormente as amostras foram hidrogenadas, obtendo os seguintes
resultados após análise da solução (Tabela 27):
Tabela 27: Análise da solução da hidrogenação em amostras de CTOD.
Solução B – 168 horas
pH da solução antes da saturação 3,50
pH da solução após o teste 3,68
Concentração de H2S no início do teste 2720
Concentração de H2S no fim do teste 3145 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Após 168 horas de hidrogenação, o CTOD foi realizado no mesmo
procedimento conforme requerido pela norma BS 7448. Os resultados obtidos estão
na tabela 28.
Tabela 28: Resultados de CTOD e informações do comprimento das trincas.
Identificação a - mm ∆ap - mm Vp - mm CTOD - mm
CP 19 19,28 3,02 2,30 0,69
CP 20 20,27 0,77 1,61 0,47
CP 21 20,09 1,27 2,07 0,59
CP 22 20,26 1,89 2,01 0,57
CP 23 20,39 1,69 1,95 0,55
CP 24 20,18 1,18 1,77 0,50 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)
112
Houve queda da tenacidade a fratura do material e propagação de trinca
causada pela presença de Hidrogênio na microestrutura, com o CTOD = 0,69 mm
correspondente ao da carga máxima estabelecida para esta condição. A seguir um
dos gráficos durante o teste de CTOD em amostras hidrogenadas por 168 horas na
solução B. (Figura 55).
Figura 55: Gráfico Força X Deslocamento do Clip Gage em amostras hidrogenados. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Através do gráfico e com a curva de tendência (Figura 56), obtemos a
equação para o valor de CTOD de iniciação para esta condição de teste.
Fo
rça
(N
)
Deslocamento (mm)
113
Figura 56: Gráfico CTOD x ∆ap com a equação da linha de tendência para corpos de prova
hidrogenados. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)
A equação 45 apresenta a linha de tendência:
4146,0ap*0898,0CTOD +∆=
O valor correspondente ao comprimento da trinca 0,2 mm CTOD δi = 0,43mm
calculado pelo equação 47.
O CTOD crítico de referência foi calculado para as 6 amostras hidrogenadas
por 168 horas na solução B. Os valores obtidos através de leituras nos gráficos
foram os seguintes conforme tabela 29:
Tabela 29: Força e deslocamento Vp no inicio de trinca instável.
Identificação Força(KN) Vp - mm
CP 19 36,70 0,30
CP 20 33,20 0,28
CP 21 33,50 0,27
CP 22 33,30 0,35
CP 23 33,50 0,31
CP 24 33,60 0,31 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
O valor médio encontrado foi CTOD δc(*) = 0,12 mm.
Resumidamente, os resultados obtidos foram conforme tabela 30:
(45)
114
Tabela 30: Resultado geral dos métodos de CTOD.
Condição δm δi 0,2 δc(*)
Como fornecido 1,25 mm 0,69 mm 0,09 mm
H – Solução A – 96 horas 0,78 mm 0,42 mm 0,10 mm
H – Solução A – 168 horas 0,78 mm 0,41 mm 0,12 mm
H – Solução B – 168 horas 0,69 mm 0,43 mm 0,12 mm Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Observa-se a queda em torno de 60% dos valores de tenacidade à fratura do
material como fornecido para o hidrogenado, considerando os resultado de CTOD de
carga máxima (δm) e CTOD de iniciação (δi 0.2), ou seja, através de duas
metodologias de avaliação da tenacidade a fratura notou-se que o hidrogênio
realmente afetou a habilidade do aço em resistir à propagação de trincas.
Comparando os resultados de carga máxima com os resultados dos aços X60 e X70
encontrados na literatura que foram estudados por Toffolo, observa-se que mesmo
com a queda dos valores de tenacidade à fratura após hidrogenação, os valores de
CTOD do X65 produzidos pela V&M do Brasil são considerados bons e que estão
acima do mínimo requerido para os projetos line pipe de dutos submarinos cujo valor
é de 0,15 mm. A seguir (Figura 57), temos um gráfico mostrados os resultados de
CTOD com e sem hidrogenação em função da energia absorvida do grau X65
temperado e revenido, X60 e X70 produzidos pelo processo de laminação
controlada, evidenciando que o material estudado neste trabalho é adequado para
aplicação em ambientes com a presença de hidrogênio e/ou H2S.
Portanto, mesmo que haja quantidade significativa de hidrogênio ou H2S
durante a aplicação dos dutos, levando a saturação, os tubos estariam aptos para
continuar trabalhando sem que haja qualquer problema com o assunto relacionado à
CTOD.
115
Figura 57: Gráfico Energia absorvida x CTOD para os graus X65 temperado e revenido, X60 e
X70 produzidos pelo processo de laminação controlada.. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)
A figura 58 mostra os valores gerais de CTOD plotados de acordo com as 4
condições de testes:
Condição 1 – CTOD em amostras como fornecidas.
Condição 2 – CTOD hidrogenado – 96 horas solução A.
Condição 3 – CTOD hidrogenado – 168 horas solução A.
Condição 4 – CTOD hidrogenado – 168 horas solução B.
116
Figura 58: Resultados de CTOD de acordo com cada condição de teste. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)
Apesar dos valores de CTOD hidrogenados na solução A, em períodos
diferentes, apresentarem valores semelhantes, pelo gráfico observa-se uma
tendência do conjunto de amostras expostas durante 168 horas com valores
pontuais menores do que o hidrogenado durante 96 horas, o que de fato, pode
comprovar uma pequena variação com o tempo de exposição à solução com
hidrogênio. Estudos sobre o tempo de saturação do hidrogênio na microestrutura do
grau X65 temperado e revenido poderá ser avaliado posteriormente em outros
trabalhos dentro da literatura. O fato é que a saturação do hidrogênio poderá
perfeitamente ocorrer antes do período estudado neste trabalho, ou seja, antes das
96 horas. Comparações não foram realizadas por não existir trabalhos relacionados
ao tema discutido disponível na literatura.
As amostras hidrogenadas na solução B obtiveram valores de CTOD
próximos da solução A no mesmo período de exposição, porém com uma pequena
queda no CTOD de carga máxima que pode ser em conseqüência da pressão
Sem H H
Solução A
96 horas
H
Solução A
168 horas
H
Solução B
168 horas
117
parcial de H2S está maior na solução B do que a da solução A, devido à presença do
acetato de sódio, que faz parte da solução B, que serve como tampão e deixa o H2S
acumular, obtendo maiores valores em partes por milhão após o final do teste como
pode ser notado nos resultados informado na tabela 27. Isto mostra que a pressão
parcial de H2S tem uma tendência de maior concentração de hidrogênio na
microestrutura como foi informado nas equações 23 e 24 de reação anódica,
dissociação do H2S e reação catódica, fazendo aumentar a quantidades de barreiras
para as discordâncias e, em conseqüência, aumentando a inibição do material em
deformar plasticamente que atua no valor de CTOD de carga máxima onde se tem a
maior deformação plástica durante toda parte do teste.
A evidência do aumento das barreiras no escorregamento das discordâncias
causadas pela presença do hidrogênio foi notada nos resultados do CTOD crítico de
referência (δc(*)), que aumentaram após a hidrogenação. Isto é devido à análise
conceitual do CTOD crítico, ou seja, no momento em que os resultados de força
crítica e componente plástica de deslocamento crítico foram obtidos do gráfico, não
houve ainda uma propagação estável considerável da trinca, obtendo valores de Vp
baixos, fazendo com que a segunda parte da equação de CTOD obtenha valores,
próximos de zero. Assim os resultados obtidos são baseados na parte da equação
que é essencialmente elástica e como os corpos de prova hidrogenados requerem
uma carga maior para deformar plasticamente devido as barreiras causadas pelo
hidrogênio nos caminhos dos escorregamentos das discordâncias, o CTOD crítico
de referência será maior, proporcional com esta carga.
Pode-se verificar que este aumento da carga para ultrapassar o limite elástico
durante o teste de CTOD, pode traduzir em um aumento do limite de escoamento do
material após hidrogenação.
A seguir (tabela 31) observam-se as médias dos valores das cargas retiradas
do gráfico de CTOD no ponto de início de propagação da trinca instável para cada
condição de teste proposta para este trabalho.
118
Tabela 31: Média dos valores das cargas do ponto de CTOD crítico.
Condição Força(KN)
Como fornecido 31,15
H – Solução A – 96 horas 33,77
H – Solução A – 168 horas 33,92
H – Solução B – 168 horas 33,97 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
De acordo com estes valores, observa-se um aumento em torno de 8%, após
hidrogenação, da carga retirada do gráfico no início de propagação instável da trinca
para cálculo do CTOD crítico de referência. Consegue-se evidenciar também a
pequena diferença entre a hidrogenação de 96 horas e 168 horas na solução A,
onde o valor da carga foi maior para os corpos de prova com exposição maior no
ambiente com H2S. O resultado de CTOD crítico indicou esta diferença com valor
maior para a hidrogenação de 168 horas.
Percebe-se também que entre o mesmo período de 168 horas de exposição,
a solução B, que obteve maior concentração de H2S, resultou em uma média maior
de carga do que a condição na solução A. Podemos considerar que neste caso, de
acordo com a literatura sobre reação anódica e catódica da fragilização pelo
hidrogênio, houve um volume maior de hidrogênio na microestrutura do corpo de
prova na solução B, justificado pelo resultado da maior carga para deformar o corpo
de prova e menor resultado de CTOD de carga máxima conforme discutido
anteriormente.
Uma forma geral de comparar todos os valores é fazendo a sua linearização
através do gráfico de CTOD em função do valor log ∆ap (Figura 59). Desta forma
tem-se uma visão da influencia da hidrogenação nos valores de CTOD dentro de um
mesmo referencial de gráfico. Nesta figura destaca-se a diferença real dos valores
de tenacidade a fratura das amostras como fornecidas e hidrogenadas. A tendência
é de uma pequena variação entre as amostras hidrogenadas dentro de uma mesma
temperatura e de uma mesma velocidade de descolamento do equipamento.
119
Figura 59: CTOD em função do valor log ∆ap para cada condição do teste: 1 – sem hidrogenar e 2, 3, 4 hidrogenados em solução ácida.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)
Outro ponto importante foi o comprimento da propagação da trinca, levando
em consideração as duas condições gerais das amostras como fornecidas e
hidrogenadas. A figura 60 mostra a forma de propagação de trinca entre as amostras
como fornecidas (Condição 1) e hidrogenadas (Condição 2). Observa-se a diferença
da propagação da trinca de acordo com o gráfico. Enquanto o material sem
hidrogênio propagou em valores limitados entre 0,2mm e 0,45mm, o material
hidrogenado já propagou rapidamente e com considerável aumento do comprimento
da trinca, entre 0,9 mm até 3,0 mm aproximadamente. Este fato evidência que o
material perdeu a sua excelente característica de deformar plasticamente que era o
fator principal para haver a inibição de propagação de trinca durante o teste. As
barreiras causadas pelo hidrogênio na microestrutura atuam também de forma direta
nestes resultados, porque os movimentos das discordâncias estão limitados, por isso
é necessário uma carga maior para ultrapassar o limite elástico do material, sendo
que após romper estas barreiras, o material não deforma plasticamente e a trinca se
120
propaga rapidamente ao longo da seção remanescente do corpo de prova. Com esta
característica de propagação de trinca, pode-se observar que o limite de ruptura do
material está muito próximo do limite elástico, levando a interpretação de que a
relação entre o limite elástico e o plástico subiu para valores críticos.
Figura 60: Propagação da trinca de acordo com cada condição de teste: 1 – sem hidrogenar e 2 – hidrogenado em solução ácida.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)
4.5 Morfologia da Propagação da Trinca após Ensaio de CTOD.
As figuras 61 a) e b), 62 a) e b) mostram as micrografias eletrônicas de
varredura das superfícies da propagação da trinca no ensaio de CTOD, do aço X65
hidrogenado. O aspecto da propagação da trinca durante o ensaio de CTOD em
amostras hidrogenadas evidenciou que o mecanismo passou de dúctil com os
dimples para quase-clivagem, com a presença marcante dos “rios” nas facetas de
clivagem.
121
a) b) Figura 61: Factografia Eletrônica de Varredura (Aumento de 500X) das amostras hidrogenadas
por 96 horas (a) e 168 horas (b) em solução A. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
a) b) Figura 62: Factografia Eletrônica de Varredura (Aumento de 1000X) das amostras hidrogenadas
por 96 horas (a) e 168 horas (b) em solução A. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Observa-se que surgiram pequenas trincas secundárias que também é uma
característica da presença de hidrogênio na microestrutura das amostras. As regiões
de rios brancos mostram que houve pequena deformação plástica naquelas regiões.
Estas figuras também evidenciam que a propagação de trinca ocorreu rápida e sem
deformação plástica, o que é explicado pela presença do hidrogênio que atua como
122
barreira para os escorregamentos das discordâncias. A perda de característica de
deformação plástica que era o fator importante na inibição da propagação da trinca
também ficou evidente depois de observa as fotos da propagação da trinca durante
o teste de CTOD.
Ao longo do perfil da propagação da trinca, observa-se também, bolhas ou
empolamento por hidrogênio no material devido à difusão do hidrogênio atômico na
rede cristalina do aço se concentrar em regiões com inclusões ou partículas após
saturação na microestrutura. A alta concentração do hidrogênio atômico (H+) faz
com que ocorra a precipitação como hidrogênio molecular (H2). A concentração e
pressão do hidrogênio molecular aumentam no interior do vazio ao redor de uma
partícula do material até ocorrer a deformação plástica localizada região.
A figura 63 evidencia as regiões com empolamento por hidrogênio.
Figura 63: Factografia Eletrônica de Varredura (Aumento de 500X) – Regiões com empolamento por hidrogênio.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
A figura 64 mostra os microvazios causados pelo empolamento por hidrogênio
conforme estudado e apresentado por VIANNA, C.S. (2005), utilizando como
material de teste as amostras retiradas do tubo de aço sem costura do grau X60.
123
Figura 64 Factografia Eletrônica de Varredura (Aumento de 2000X) – microvazios causados pelo empolamento por hidrogênio.
Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).
Foi observado que no material hidrogenado durante 168 horas havia uma
densidade de empolamento maior do que o material hidrogenado por 96 horas. Isto
pode levar à conclusão de que o período de tempo de exposição na solução ácida
pode ter saturado a microestrutura e o número de empolamentos aumentou com o
passar do tempo de exposição.
124
5 CONCLUSÕES:
Após discussão e avaliação de todos os resultados demonstrados aqui,
chegou-se as seguintes conclusões:
De acordo com os resultados obtidos concluiu-se que o grau X65 tem
excelente propriedade de tenacidade à fratura. O CTOD de iniciação também
mostrou ser mais conservador, porém muito aplicado dentro do campo de
engenheira. A equação obtida pela linha de tendência é somente um valor
matemático que demonstra a tendência de resultados. O CTOD crítico de referência
mostrou que não é a maneira ideal para este tipo de avaliação, porque a
hidrogenação impacta negativamente na deformação plástica do material e este
método leva em consideração somente a parte do material essencialmente elástico
durante o teste de CTOD.
Houve queda da tenacidade à fratura do material considerando o CTOD de
carga máxima e CTOD de iniciação de acordo com a exposição ao meio corrosivo
variando de 2.700 a 3.150 ppm de H2S. Mesmo com a queda consideramos os
resultados excelentes, pois o nível agressivo estava bastante crítico. Hoje os poços
de petróleo considerados agressivos tem aproximadamente 1.000 ppm de H2S. O
CTOD crítico de referência obteve valores opostos, com as amostras hidrogenadas
obtendo valores de tenacidade a fratura acima das amostras sem hidrogenar. Isto
acontece porque o CTOD crítico leva em consideração somente a parte
essencialmente elástica do teste, onde temos uma variável Força (carga) que
influenciará diretamente nos resultados. Foi necessária uma carga maior para
ultrapassar este limite elástico das amostras hidrogenadas.
A hidrogenação mostrou-se eficiente e causou efeito no regime elástico das
amostras, fazendo necessário um aumento da carga para deformar plasticamente os
corpos de prova. Para o regime plástico, o hidrogênio também causou impacto,
fragilizando o material que rompeu imediatamente após ultrapassar o limite elástico.
A relação σy / σr demonstra ter aumentado para valores críticos, pois houve
aumento do limite elástico do material e queda da resistência de ruptura após
hidrogenação das amostras. Em graus com maior resistência como o X70 e X80,
isso pode ser mais complexo porque existe a tendência desta relação aumentar para
graus com propriedades maiores que o X65.
125
O tempo de exposição na solução A mostrou que teremos valores similares
da queda de tenacidade do material, porém de uma forma pontual, os valores de
CTOD caíram quando o tempo de exposição foi de 168 horas.
A solução B, apesar de ter maior pH, obteve pressão parcial de H2S maior do
que a solução A durante a hidrogenação. Isto mostrou que houve uma queda no
CTOD de carga máxima em comparação com a hidrogenação, no mesmo período,
na solução A. Podemos concluir que quanto maior a pressão de H2S, maior será a
hidrogenação e fragilização do material, reduzindo a capacidade de deformar
plasticamente, impactando ao atingir pontos de alta deformação plástica.
Houve alteração no modo de fratura da propagação da trinca de dúctil, com
regiões de deformação plástica para uma fratura fragilizada com aspecto de quase-
clivagem.
A propagação da trinca na amostra hidrogenada foi maior as amostras sem
hidrogenar. Mostrando que o material perdeu a sua boa habilidade de deformar
plasticamente e inibir a propagação das trincas.
5.1 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS
Avaliar quantitativamente o nível de saturação de hidrogênio no aço X65, em
amostras para CTOD e verificar a influencia do volume da saturação em valores
quantitativos de tenacidade a fratura.
Realizar o CTOD com a velocidade de avanço mais lenta para dar tempo do
hidrogênio, durante o teste, difundir para a ponta da trinca que será propagada.
Avaliar a influência da concentração de H2S usando a mesma solução ácida
em amostras hidrogenadas para o teste de CTOD.
Avaliar o efeito da espessura do corpo de prova de CTOD em amostras
hidrogenadas.
Fazer a curva de transição de CTOD Hidrogenado X temperatura e avaliar
esta influencia no grau X65.
126
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