avaliação da tenacidade à fratura pela técnica de ctod para o tubo

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


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


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

escoamento ............................................................................................ 28

Figura 3: Campo de tensão da trinca. ................................................................... 30

Figura 4: Fatores que influenciam a tenacidade à fratura: taxa de carregamento e

temperatura. ........................................................................................... 32

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. ..................................................................................... 33

Figura 6: Representação esquemática, mostrando a zona elasto-plástica na frente

de uma trinca. ......................................................................................... 34

Figura 7: Trinca do modelo de Wells. ................................................................... 35

Figura 8: Modelo de trinca desenvolvida por Dugdale. ......................................... 38

Figura 9: Representação esquemática da abertura da trinca durante um ensaio de

flexão em um corpo de prova tipo SE(B). ............................................... 39

Figura 10: Corpo de prova de dobramento em três apoios [Se (B)]. ...................... 42

Figura 11: Tipos de curvas carga x delocamento, obtidas durante o ensaio

CTOD......... ............................................................................................ 44

Figura 12: Gráfico demonstrando a relaxação da restrição. ................................... 45

Figura 13: Morfologia da trinca após embotamento. ............................................... 46

Figura 14: Gráfico demonstrando a insignificância de “pop-in”. .............................. 47

Figura 15: Gráfico demonstrando a significância de pop-in, não pode ser

ignorado..... ............................................................................................ 48

Figura 16: Aumento da pressão provocado pela segregação de hidrogênio

molecular em defeitos pré-existente. ...................................................... 52

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. ....................................................................... 53

Figura 18: Efeito da fração de martensita em KISSC. ............................................... 56

Figura 19: Efeito do tamanho de grão ASTM na tensão limite SSC (σth) ................ 56

Figura 20: Relação entre limite de escoamento e a tensão limite (σth) para dois

tamanhos de grão distintos ASTM. ........................................................ 57

Figura 21: Teores de Ni para aços de baixa liga em razão da relação entre o limite

de escoamento e tensão limite σth. ........................................................ 61

Figura 22: Regiões de trincamento sob tensão de hidrogênio de diferentes

condições ambientais de acordo com a norma ISO 15156-2:2009 (2009).

................... ........................................................................................ 65

Figura 23 Seqüência da origem do empolamento atômico. ................................... 66

Figura 24: Teste de permeação de hidrogênio em célula eletroquímica. ............... 68

Figura 25: Efeito da espessura da membrana de aço na difusibilidade aparente... 70

Figura 26: Efeito da densidade de corrente catódica Aplicada nos transientes de

permeação do hidrogênio em solução A em temperatura ambiente. ..... 71

Figura 27: Transiente de permeabilidade para os aços carbonos. ......................... 71

Figura 28: Amostra de dureza com os pontos de impressão realizados, conforme

procedimento para ensaio de dureza HV. .............................................. 75

Figura 29: Corpo de prova de tração usinado. ........................................................ 75

Figura 30: Orientação do corpo de prova: 1 – Sentido longitudinal e 2 – Sentido

transversal .............................................................................................. 76

Figura 31: Equipamento da INSTRON para teste de CTOD................................... 78

Figura 32: Dimensões do corpo de prova tipo SE(B) escolhido para realização dos

testes de CTOD. Fonte: Elaborado pelo Autor (2011). ........................... 79

Figura 33: Fresamento do entalhe do corpo de prova CTOD. ................................ 80

Figura 34: Técnica de medição do ângulo de propagação da trinca no analisador de

imagens. ................................................................................................. 82

Figura 35: Corpo de prova usinado e montado para teste de CTOD. ..................... 83

Figura 36: Gráfico Carga x Deslocamento do “clip-gage” e obtenção do valor VP

durante o teste de CTOD. ...................................................................... 84

Figura 37: Método para medição da trinca e propagação durante o teste de

CTOD........... .......................................................................................... 85

Figura 38: Corpo de prova para ensaio de HIC TEST NACE TM 0284. ................. 87

Figura 39: Factografia da região de interesse (∆ap) para avaliação do comprimento

da propagação da trinca após ensaio de CTOD. ................................... 90

Figura 40: Microestrutura da seção transversal do tubo de aço API-5L-X65,

evidenciando estrutura martensita revenida. .......................................... 92

Figura 41: Corpo de prova de tração usinado. ........................................................ 93

Figura 42: Amostra para teste de impacto antes e após o ensaio Charpy. ............ 94

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. ....................................... 95

Figura 44: Valores de energia de fratura em função da temperatura. .................... 96

Figura 45: Amostra de dureza com os pontos de impressão realizados, conforme

procedimento para ensaio de dureza HV. .............................................. 97

Figura 46: Perfil da fratura do Corpo de prova após ensaio de CTOD. .................. 99

Figura 47: Método para medição da trinca e propagação durante o teste de

CTOD........... ........................................................................................ 100

Figura 48: Gráfico da força em função deslocamento do “clip gage”. ................... 101

Figura 49: Evolução do CTOD em função de ∆ap e a equação de regressão linear

para corpos de prova como fornecidos. ............................................... 102

Figura 50: Evolução da força em função do deslocamento registrado no “clip-gage”

em amostras hidrogenadas do aço X65 API. ....................................... 105

Figura 51: Gráfico CTOD x ∆ap e equação de regressão corpos de prova

hidrogenados do aço X65 API 5L. ........................................................ 105

Figura 52: Evolução da força em função do deslocamento do “clip gage” em

amostras do aço X65 API 5L hidrogenados. ........................................ 108

Figura 53: Aspecto da fratura após ensaio de CTOD. .......................................... 109

Figura 54: Evolução do CTOD com o deslocamento ∆ap para o aço X65 API 5L

hidrogenado por 168 horas. ................................................................. 109

Figura 55: Gráfico Força X Deslocamento do Clip Gage em amostras hidrogenados.

......................................................................................................... 112

Figura 56: Gráfico CTOD x ∆ap com a equação da linha de tendência para corpos

de prova hidrogenados. ........................................................................ 113

Figura 57: Gráfico Energia absorvida x CTOD para os graus X65 temperado e

revenido, X60 e X70 produzidos pelo processo de laminação

controlada..... ........................................................................................ 115

Figura 58: Resultados de CTOD de acordo com cada condição de teste. ........... 116

Figura 59: CTOD em função do valor log ∆ap. ..................................................... 119

Figura 60: Propagação da trinca de acordo com cada condição de teste. ........... 120

Figura 61: Factografia Eletrônica de Varredura (Aumento de 500X) das amostras

hidrogenadas por 96 horas (a) e 168 horas (b) em solução A. ............ 121

Figura 62: Factografia Eletrônica de Varredura (Aumento de 1000X) das amostras

hidrogenadas por 96 horas (a) e 168 horas (b) em solução A. ............ 121

Figura 63: Factografia Eletrônica de Varredura (Aumento de 500X) – Regiões com

empolamento por hidrogênio. ............................................................... 122

Figura 64 Factografia Eletrônica de Varredura (Aumento de 2000X) – microvazios

causados pelo empolamento por hidrogênio. ....................................... 123

LISTA DE TABELAS

Tabela 1: Composição química dos aços API 5L em % peso ............................... 25

Tabela 2: Aços API fabricados no Brasil e suas aplicações .................................. 27

Tabela 3: Valores do fator forma para o intervalo 0,45 < a0/W < 0,55 conforme

norma BS7448 ....................................................................................... 43

Tabela 4: Energia de ligação entre vários solutos e o hidrogênio ........................ 62

Tabela 5: Valores de permeação do hidrogênio para os aços ensaiados. ............ 72

Tabela 6: Dimensão do tubo utilizado nos testes. ................................................ 73

Tabela 7: Condições da hidrogenação realizadas nas amostras de CTOD. ......... 89

Tabela 8: Resultados de composição química do aço X65 ................................... 91

Tabela 9: Resultados de micro-inclusões - Série Fina. ......................................... 91

Tabela 10: Resultados de micro-inclusões - Série Grossa..... ................................. 92

Tabela 11: Resultados do ensaio de tração no sentido longitudinal. ....................... 93

Tabela 12: Resultados do ensaio de impacto Charpy na temperatura de 0 oC. ...... 94

Tabela 13: Resultados do ensaio de impacto Charpy em várias temperaturas do aço

X65 API 5L. ............................................................................................ 96

Tabela 14: Resultados médio e desvio padrão da dureza Vickers nas posições

interna, meio e externa dos tubos. ......................................................... 97

Tabela 15: Dimensões dos 6 corpos de prova e parâmetros de ensaio de fadiga.

........................................................................................................... 98

Tabela 16: Resultados de CTOD e informações do comprimento das trincas. .... 99

Tabela 17: Força e deslocamento Vp no inicio de trinca estável. ...................... 102

Tabela 18: Dimensões dos corpos de prova e dados da fadiga. ........................ 103

Tabela 19: Análise da solução da hidrogenação em amostras de CTOD. ......... 103

Tabela 20: Resultados de CTOD e informações do comprimento de trincas. .... 104

Tabela 21: Força e deslocamento Vp no inicio de trinca instável. ...................... 106

Tabela 22: Dimensões dos corpos de prova e dados de fadiga. ........................ 107


Tabela 24: Resultados de CTOD e informações do comprimento das trincas. .. 107


Tabela 26: Dimensões do corpo de prova e dados da fadiga. ........................... 111


Tabela 28: Resultados de CTOD e informações do comprimento das trincas. .. 111


Tabela 30: Resultado geral dos métodos de CTOD. .......................................... 114

Tabela 31: Média dos valores das cargas do ponto de CTOD crítico. ............... 118

LISTA DE ABREVIATURAS

API American Petroleum Institute

CTOD Crack Tip Opening Displacement (Descolamento da abertura da ponta

da trinca).

HSLA High-strength low-alloy

ARBL Aços de alta resistência e baixa liga

IIW International institute welding (Instituto Internacional de Soldagem)

MFLE Mecânica da fratura linear-elástica

MFEP Mecânica da fratura elasto-plástica

FAH Fratura assistida pelo hidrogênio

HIC Hydrogen induced cracking (Fratura induzida pelo hidrogênio)

CCC Estrutura Cristalina de Faces Centradas

SSC Sulphide Strees Corosion (Corrosão sob tensão)

KISSC Tensão limite para Sulphide Strees Corosion (Corrosão sob tensão)

eV energia de ligação

DP Perlita degenerada

AF Ferrita acircular

B Bainita

M Martensita

A Austenita

SE(B) Corpo de prova de três apoios para o teste CTOD

LISTA DE SÍMBOLOS

a Metade do tamanho da trinca.

A Área exposta na célula eletrolítica.

a0 Comprimento de trinca.

B Espessura do corpo-de-prova.

b0 Ligamento remanescente do corpo de prova.

capp Solubilidade do hidrogênio aparente.

CE Carbono equivalente.

CLR Crack lentgh ration (Razão do Comprimento da trinca).

CSR Crack sensibility ration (Razão de Sensibilidade ao trincamento).

CTR Crack total ration (Espessura da trinca).

Dapp Difusividade do hidrogênio aparente.

E Módulo de elasticidade do material.

Ew(s) Energia absorvida pelo corpo de prova em função do deslocamento.

F Constante de Faraday.

f(a0/W) Fator de forma

Ff Carga de fadiga.

Fmax Carga máxima aplicada ao corpo de provas.

G Força para a extensão da trinca.

I∞ Corrente no estado estacionário.

J∞L Permeabilidade.

K(a) Fator de Intensidade de tensões máxima de fadiga.

K1(a) Fator de Intensidade de tensões de fadiga com a razão R.

K1a Tenacidade à fratura de travamento da trinca.

K1c Tenacidade à fratura estática.

K1d Tenacidade à fratura dinâmica.

Kc Fator de intensidades de tensões.

KI Fator de intensidade de tensão segundo o modo trativo.

Kmax Carga máxima.

l0 Comprimento inicial do corpo de provas.

lff Comprimento final do corpo de provas.

m Massa do pêndulo.

P Carga.

Pf Carga máxima para desenvolver uma pré-trinca de fadiga.

Pmin Carga mínima.

r Distância do centro de rotação aparente à extremidade da trinca.

R Razão de carga.

rp Região com deformação elástica.

rp Raio da zona plástica.

Rs Razão entre σth / σy.

ry Região com deformação plástica.

S Distancia entre apoios.

S0 Área inicial do corpo de provas.

Sp Carga média.

t Tempo.

V Afastamento de uma face da trinca até o centro da mesma.

vo Velocidade do impacto do pêndulo.

Vg Valor do deslocamento medido pelo extensômetro de fratura.

Vp Componente plástica de deslocamento da abertura de trinca.

(W- a0) Ligamento remanescente do corpo-de-prova.

x Distância do centro da trinca a ponta da trinca na direção x.

z Distância da face do corpo de prova ao apoio do extensômetro de

fratura – Suporte de fixação do “clip-gage”.

γ Energia superficial.

δ Valor da abertura da ponta da trinca.

δc

δc(*)

Tenacidade à fratura - CTOD crítico.

Tenacidade à fratura - CTOD crítico de referência

δel Tenacidade à fratura no regime elástico – CTOD elástico.

δi Tenacidade à fratura - CTOD de iniciação.

δi 0,2 Tenacidade à fratura - CTOD para uma extensão de trinca de 0,2 mm.

δm Tenacidade à fratura - CTOD de carga máxima.

δpl Tenacidade à fratura no regime plástico – CTOD Plástico.

δu Tenacidade à fratura - CTOD trinca instável seguido de trinca estável.

ν Coeficiente de Poisson.

σ Tensão aplicada.

σf Tensão necessária para a propagação de uma trinca.

σr Limite de resistência do corpo de provas.

σth Tensão máxima inicial na qual nenhuma falha ocorre durante o

período de teste de 720h.

σy Limite de escoamento.

σy-peak Limite de escoamento a um pico de resistência.

τL Tempo de relaxação.

∆ap Valor médio do comprimento da trinca.

∆F Amplitude de carga.

∆K(a) Diferença entre a intensidade máxima e mínima de fadiga durante 1

ciclo da pré-trinca aberta por fadiga.

SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO ....................................................................................................... 21

1.1 Justificativa ........................................................................................................ 24

1.2 Objetivos ............................................................................................................ 24

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA .................................................................................. 25

2.1Tubos de aço API 5L .......................................................................................... 25

2.2 Processo de fabricação .................................................................................... 28

2.3 Mecânica da Fratura .......................................................................................... 29

2.3.1 Desenvolvimento da técnica do CTOD ......................................................... 34

2.3.2 CTOD ............................................................................................................... 41

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

2.4.5 Hidrogenação ................................................................................................. 64

2.4.5.1 Conseqüência da Hidrogenação nos aços ............................................... 66

2.4.5.2 Influência da Temperatura da Hidrogenação ............................................ 67

3 METODOLOGIA EXPERIMENTAL........................................................................ 73

3.1 Análise química e metalográfica ...................................................................... 73

3.2 Propriedades mecânicas. ................................................................................. 74

3.2.1 Dureza ............................................................................................................. 74

3.2.2 Tração longitudinal ........................................................................................ 75

3.2.3 Impacto Charpy .............................................................................................. 76

3.3 Ensaio de tenacidade à fratura ......................................................................... 78

3.3.1 Preparação do corpo de prova ...................................................................... 79

3.3.2 Pré-trinca por fadiga ...................................................................................... 80

3.3.3 CTOD ............................................................................................................... 82

3.3.3.1 CTOD de Iniciação ....................................................................................... 86

3.4 Ensaios de corrosão ......................................................................................... 87

3.4.1 Hic test ............................................................................................................ 87

3.4.2 Hidrogenação ................................................................................................. 89

3.5 Análise da Propagação da Trinca após Ensaio de CTOD. ............................. 89

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ........................................................................... 91

4.1 Composição química ........................................................................................ 91

4.2 Metalografia ....................................................................................................... 91

4.3 Propriedades mecânicas .................................................................................. 93

4.4 Ensaios de tenacidade à fratura – CTOD ........................................................ 98

4.4.1 CTOD em amostras como fornecidas........................................................... 98

4.4.2 CTOD em amostras hidrogenadas em solução A por 96 horas ............... 103

4.4.3 CTOD em amostras hidrogenadas em solução A por 168 horas ............. 106

4.4.4 CTOD em amostras hidrogenadas em solução B por 168 horas ............. 110

4.5 Morfologia da Propagação da Trinca após Ensaio de CTOD. ..................... 120

5 CONCLUSÕES: ................................................................................................... 124

5.1 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS ............................................... 125

REFERÊNCIAS: ..................................................................................................... 126

21

1 INTRODUÇÃO

Nos anos recentes, com a demanda crescente em energia, a atenção tem se

deslocado ao fornecimento de óleo e gás natural de modo mais econômico e seguro.

O desenvolvimento de tubo de aço de alta resistência tem possibilitado a indústria

de energia realizar economia significativa no custo total de transporte à longa

distância de óleo/gás em operação à alta pressão. O interesse principal no projeto e

fabricação de aços para tubo que atendem à norma API é a combinação de

resistência, tenacidade e resistência à corrosão através das técnicas metalúrgicas e

de processamento do material (DONG; LIU; LI, 2009).

Os tubos de aço sem costura do grau X65 da norma API 5L têm aplicação

como “line pipe” na indústria petrolífera. São estes dutos que fazem a condução do

óleo e gás entre os poços de petróleo até os meios de armazenamentos como

navios petroleiros, plataformas e refinarias. Em algumas situações, estes tubos são

expostos a condições de corrosão agressiva na presença de hidrogênio e H2S. Os

aços reagem com o H2S formando sulfeto do metal e hidrogênio atômico como

subproduto de corrosão. Os átomos de hidrogênio atômicos combinam-se para

formar a molécula de H2 na superfície ou difundem-se na matriz do metal. Desde

que o enxofre é o vilão para recombinação do hidrogênio, a quantidade de

hidrogênio atômico que se recombina para formar a molécula de H2 na superfície se

reduz com aumento da quantidade de difusão de hidrogênio atômico na matriz do

aço. Esse aspecto torna o ambiente de H2S muito severo. A forma de fragilização

por hidrogênio cujo mecanismo de formação de trinca é catódico não deve ser

confundida com corrosão sob tensão (anódico).

Aços HSLA são cada vez mais utilizados na construção do “Pipeline” devido

às vantagens que fornecem tais como relação preço/limite de escoamento e

resistência, baixo teor de carbono que impacta positivamente na tenacidade, na

soldagem e nos custos de instalação. O aço API 5L - grau X-65 pode ser utilizado,

entre outras aplicações, para a fabricação de “risers” rígidos empregados para a

elevação de petróleo e gás do fundo do oceano em águas profundas e

ultraprofundas para a superfície, nas plataformas ou nas embarcações (FILHO,

2002). O grau API para tubo de aço combina resistência e tenacidade através da

otimização de projeto de liga em sintonia com o processamento termomecânico ou

22

tratamento térmico com têmpera e revenimento convencional (YANG, ZHAO, 2005).

Infelizmente, maior resistência de aço para tubo geralmente envolve menor

resistência à corrosão, necessitando o projeto de novas ligas e processamento que

podem exigir investimento em equipamento para os fabricantes. Aços resistentes à

corrosão com um limite de escoamento mínimo de 690 ou 725 MPa facilitaria a

produção de óleo e gás em elevadas profundidades, mas a presença de ácido

sulfídrico (H2S) em fluido de reservatório de óleo e gás impõe restrição na

resistência de produtos de aços utilizados nesses campos devido à corrosão. Essas

restrições tornam-se críticas com o acréscimo na profundidade e pressão acima de

2500 psi dos reservatórios levando a pressão parcial de H2S atingirem valores

críticos.

Como resultado da demanda global crescente de energia, transporte por

“pipelines” com maior resistência mecânica tem sido utilizado para suportar as

pressões de linha crescentes. O grau API 5L X100 é um aço HSLA recentemente

desenvolvido para satisfazer essas necessidades. Um dos aspectos importantes

para assegurar bom desempenho do aço X100 para tubo é minimizar a

susceptibilidade a formação de trinca quando exposto a ambientes ácidos (AL-

MANSOUR; ALFANTAZI; EL-BOUJDAINI, 2009).

Existem situações em que a falha do componente ocorre a partir de

nucleação e propagação de trincas com cargas aplicadas abaixo do escoamento,

tornando o defeito pré-existente o principal fator para a ocorrência desta situação. O

objetivo da mecânica da fratura é determinar se um defeito pré-existente, do 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. Assim, outra preocupação na manutenção da integridade de

gasodutos e oleodutos é o dano devido às forças externas com origem em

descontinuidades internas. Essas descontinuidades podem se transformar em

fraturas ou vazamentos durante a vida útil do gasoduto, desde que muitos dos

gasodutos, usados em condições de constantes interrupções são sujeitos à carga de

fadiga de baixo ciclo. Inclusões não metálicas, especialmente sulfetos de várias

formas, são os locais mais vulneráveis para o aprisionamento do hidrogênio, levando

a fragilização do tubo. O foco do problema, assim, reside em aumentar a resistência

mecânica do aço sem sacrificar a resistência à corrosão, a tenacidade e a

soldabilidade.

23

O processo de fadiga envolve as etapas de início e propagação de trinca. Em

processos cíclicos de fadiga (senoidal), o início de trinca é a etapa de propagação

que podem constituir nas partes principais da vida do componente mecânico.

Durante o processo de operação dos gasodutos, os tubos de aço estão sujeitos a

carregamentos cíclicos internos e externos e, também, há variações de pressão

interna no carregamento. Devido às variações de pressão, o comportamento à

fadiga do gasoduto com descontinuidade tem se tornado uma das maiores

preocupações (ZHONG, 2006).

Hidrogênio no aço reduz a resistência à coesão de contorno de grão e

decresce a tensão de fratura. A taxa de crescimento de trinca do aço acelera-se na

presença de hidrogênio. O hidrogênio pode produzir redução acentuada na

ductilidade e tenacidade do aço, particularmente, quando o aço está na condição

laminado à quente. A avaliação da susceptibilidade à fragilização pode ser obtida em

uma atmosfera de hidrogênio (HARDIE; CHARLES; LOPEZ, 2006). A

susceptibilidade à fissuração pelo hidrogênio está particularmente relacionada à

composição do aço e a história de processamento e como estes parâmetros afetam

inclusões não-metálicas (tipo, tamanho e morfologia) e a habilidade do material em

acomodar o hidrogênio (BEIDOKHTI; DOLATI; KOUKABI, 2009).

A adição de inibidores de corrosão, desumidificação de gás ou revestimento

interno de tubulação pode ser feito para evitar a corrosão; mas estes procedimentos

são caros e difíceis de execução. Atenção tem sido dada no desenvolvimento de

aços capazes de resistir à fragilização pelo hidrogênio e corrosão sob tensão.

Neste trabalho, foi realizado ensaio experimental da tenacidade à fratura

elasto-plástica com corpos de prova SE(B) do aço API 5L X65 através do ensaio de

CTOD. A saturação de hidrogênio será realizada nas amostras prontas, incluindo a

pré-trinca, para o ensaio de CTOD, com o objetivo de avaliar a influência da

fragilização pelo hidrogênio nos valores quantitativos de tenacidade à fratura.

24

1.1 Justificativa

A fragilização pelo hidrogênio pode ser acompanhada através de diferentes

ensaios mecânicos. Quando o tubo é exposto à ambiente ácido, átomos de

hidrogênio são produzidos pela corrosão catódica e, após difusão, são aprisionados

em defeitos metalúrgicos e na matriz do aço. Trincas podem ocorrer se uma

determinada quantidade crítica de hidrogênio é atingida. Como a tendência é

trabalhar com tubos de aço de alta resistência na condução de óleo e gás, estuda-se

a aplicabilidade do teste de CTOD em amostras carregadas de hidrogênio para

avaliar a influência desta saturação nos resultados de tenacidade à fratura em

condições elasto-plástica.

Devido à demanda crescente de aplicação dos tubos de aço sem costura em

ambiente com alta agressividade corrosiva (alta pressão parcial de H2S). Grandes

empresas estão planejando incluir em seus projetos de dutos os requisitos de CTOD

hidrogenado. O desenvolvimento deste ensaio e de aços que respondem melhor à

essa solicitação tornam-se etapas importantes e imprescindíveis para o sucesso

desse planejamento.

1.2 Objetivos

Avaliar a tenacidade à fratura com base nos resultados obtidos pelo teste de

CTOD – “Crack-tip opening displacement” de Carga Máxima e CTOD Crítico na

temperatura de -30°C realizados em amostras retiradas da dimensão do tubo 323,90

x 27,0 mm sem costura, grau X65, temperado e revenido.

Obter através de regressão da linha de tendência da curva de propagação de

trinca R o valor de CTOD de iniciação com extensão de trinca de 0,2 mm, conforme

norma BS 7448.

Avaliar a influência da solução ácida nos valores quantitativos de tenacidade

à fratura em amostras na condição de hidrogenada do tubo aço API 5L X65.

Avaliar e identificar o tipo de fratura ocorrida na propagação da trinca em

corpos de prova hidrogenados após ensaio de CTOD.

25

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 Tubos de aço API 5L

O desenvolvimento de tubos de alta resistência tem como base os aços

micro-ligados conhecidos, também, como aços de alta resistência e baixa liga

(ARBL). Estes aços têm teores em peso de carbono variando de 0,06% a 0,25%,

manganês até 1,90% e quantidades de cromo, níquel, molibdênio, cobre, nitrogênio,

vanádio, nióbio e titânio combinadas, raramente excedendo à 0,1% o teor de cada

elemento individualmente e sem ultrapassar um total de 8% em peso da

composição. A Tabela 1 mostra os teores de cada elemento em % de peso que

atendem a norma API 5L em diversas aplicações (API 5L Specifications, 2007).

Tabela 1: Composição química dos aços API 5L em % peso

Classe Composição Química

Ceq C Si Mn P S V Nb Ti

B < 0,24 < 0,40 < 1,20 < 0,025 < 0,015 - - - < 0,43

X42 < 0,24 < 0,40 < 1,20 < 0,025 < 0,015 < 0,06 < 0,05 < 0,04 < 0,43

X52 < 0,24 < 0,45 < 1,40 < 0,025 < 0,015 < 0,10 < 0,05 < 0,04 < 0,43

X60 < 0,18 < 0,45 < 1,70 < 0,025 < 0,015 - - - < 0,43

X65 < 0,18 < 0,45 < 1,70 < 0,025 < 0,015 - - - < 0,43

X70 < 0,18 < 0,45 < 1,80 < 0,025 < 0,015 - - - < 0,43

X80 < 0,18 < 0,45 < 1,90 < 0,025 < 0,015 - - - -

Fonte: API 5L Specifications (2007).

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

propagação instável, portanto, CTOD crítico = tenacidade à fratura (ASTM E1290-

08e1, 2008). O método CTOD procura caracterizar a capacidade do material de ser

deformado plasticamente, antes da fratura, por meio da medida do afastamento das

faces de uma trinca pré-existente em um corpo de prova padronizado. Este valor

crítico de abertura de trinca pode ser tratado como uma característica da região à

frente da trinca para um dado material testado sob um conjunto de condições. Este

modelo foi utilizado na elaboração de um projeto de norma pela British Standard

(Normas BS).

2.3.2 CTOD

O corpo de prova recomendado pelas normas British Standard BS 7448:1

(1992) e ASTM E1290-08e1 (2008) é do tipo flexão em três pontos (Figura 10).

42

Figura 10: Corpo de prova de dobramento em três apoios [Se (B)].

Fonte: ASTM E1290-08e1 (2008).

A espessura utilizada deve ser igual ou mais próxima do componente em

serviço. O corpo de prova é pré-trincado em fadiga, a fim de simular um defeito com

a máxima acuidade possível.

Um registro da carga aplicada ao corpo de prova pela abertura de trinca

correspondente (monitorada por um “clip-gage”) permite a obtenção dos dados a

serem empregados na fórmula sugerida por Dawes para o cálculo do valor de CTOD

(Equação 19).

( ) ( )

+⋅+⋅

⋅−⋅+

⋅σ⋅υ−⋅

=δZa6,0W4,0

VaW4,0

E2

1K P

y

22

c

sendo que (Equação 20):

=

5,0W

Y

B

PK

Obtendo-se equação final (Equação 18).

Observa-se na tabela 3 os valores calculados para a relação a0/W e o fator

de forma f(a0/W):

(19)

(20)

43

Tabela 3: Valores do fator forma para o intervalo 0,45 < a0/W < 0,55 conforme norma BS7448

a0/W f(a0/W) a0/W f(a0/W) a0/W f(a0/W)

0,450 2,29 0,455 2,32 0,460 2,35

0,465 2,39 0,470 2,43 0,475 2,46

0,480 2,50 0,485 2,54 0,490 2,58

0,495 2,62 0,500 2,66 0,505 2,70

0,510 2,75 0,515 2,79 0,520 2,84

0,525 2,89 0,530 2,94 0,535 2,99

0,540 3,04 0,545 3,09 0,550 3,14 Fonte: Normas ASTM E1290-08e1 (2008).

No corpo de prova, é desenvolvida uma pré-trinca de fadiga com uma carga

máxima dada por (Equação 21):

S

Bb5,0P LE

20

fσ

=

Onde Pf é a força máxima de fadiga (Pmáx), b0 é o ligamento remanescente do corpo

de prova com relação entre a carga mínima e máxima da equação 22:

1,0P

P

máx

mín =

Durante o ensaio de CTOD um registro de carga aplicada em função do

deslocamento da abertura do “clip-gage”, resulta normalmente em um dos cinco

gráficos mostrado a seguir (Figura 11):

(21)

(22)

44

Figura 11: Tipos de curvas carga x deslocamento, obtidas durante o ensaio CTOD. Fonte: ASTM E1290-08e1 (2008).

As cargas e deslocamentos correspondentes aos eventos específicos no

processo de iniciação e extensão da trinca são usados para determinar os valores

de CTOD. No caso de uma curva contínua e suave, na qual a carga aumenta com o

aumento do deslocamento até o início de propagação instável da trinca ou pop-in, e

onde não ocorreu um significativo crescimento de trinca estável, o CTOD crítico deve

ser determinado a partir da carga e da componente plástica correspondente aos

pontos Pc e Vc. (Figuras 11a e 11b)

No caso em que uma significativa extensão estável da trinca precede a

extensão instável da trinca ou pop-in, ou quando ocorre um patamar de carga

máxima, as curvas carga-deslocamento serão dos tipos mostrados na figura 11 onde

pode-se obter P e V para cálculo do δu (11c e 11d) ou δm (11e).

Adicionalmente aos valores de CTOD que são determinados na figura 11,

pode, também, ser determinado o valor de CTOD de iniciação, isto é, o valor de

abertura de trinca correspondente ao início de propagação da trinca. O interesse no

valor de CTOD de iniciação (δi) reside no fato deste ser uma característica do

material ensaiado, podendo até independer da espessura do corpo de prova,

11a 11b

11c 11d 11e

45

embora possa ser um valor por demais conservador para ser utilizado em projeto.

Para a obtenção do valor de δi, a norma British Standard 7448:4 (1997) recomenda

a utilização da curva de resistência à propagação de trinca CTOD que emprega

vários corpos de prova. A curva de resistência à propagação de trinca CTOD é

obtida registrando os valores de CTOD, de ensaios com diversos níveis de abertura

de trinca imposta, contra a correspondente propagação de trinca. O valor de δi é

dado pela interseção da reta obtida com linha vertical paralela o eixo das ordenadas

no ponto 0,2 mm, isto é, o valor de tenacidade à fratura para uma extensão de trinca

de 0,2 mm (δi 0,2).

2.3.3 Variáveis sobre o teste de CTOD

A figura 12 mostra um fenômeno, definido por Pellini, como relaxação da

restrição.

Figura 12: Gráfico demonstrando a relaxação da restrição. Fonte: Melvin e Popelar (1985).

Para se discutir relaxação da restrição, é necessário considerar a acuidade da

trinca. A trinca natural em uma estrutura e a de um corpo de prova deve ser

equivalentemente aguda. O arredondamento da ponta da trinca diminui a restrição e

46

o desenvolvimento de escoamento plástico na ponta de uma trinca causa algum

grau de arredondamento durante o carregamento. Um material frágil praticamente

não apresenta embotamento da ponta da trinca, e esse comportamento é conhecido

como “fratura sob condições de restrição sob deformação plana”. Contudo, para um

material dúctil, que resiste a uma fratura precoce, o aumento na deformação plástica

resulta em um significativo embotamento da ponta da trinca. Como resultado, o limite

(capacidade) de restrição sob deformação plana imposto pelo sistema é excedido.

Os efeitos são sinergéticos, onde o embotamento da trinca causa relaxação da

restrição (excedendo o limite de restrição), que aumenta o escoamento plástico,

levando a um embotamento adicional e assim por diante, até um estado final de

fratura em excesso de condições de deformação plana. A figura 13 abaixo mostra o

formato da trinca após embotamento.

Figura 13: Morfologia da trinca após embotamento. Fonte: Fortes (2003).

A figura 14 mostra situações quando uma significativa propagação estável da

trinca precede a extensão instável da trinca que poderá ser considerado ou não no

resultado final do CTOD.

47

Figura 14: Gráfico demonstrando a insignificância de “pop-in”.

Fonte: Fortes (2003).

Este item deve ser avaliado de uma maneira crítica, pois poderá influenciar

em alguns resultados o que poderá mascarar os verdadeiros valores de tenacidade

à fratura quantitativamente. Se o “pop-in” for atribuído a uma extensão instável da

trinca aprisionada no plano da pré-trinca de fadiga, o resultado deve ser considerado

como uma característica do material testado. Esta extensão de trinca por “pop-in”

pode ser avaliada por uma mudança na flexibilidade, que se traduz em uma

descontinuidade na curva P versus Vg, e, também, por um exame nas superfícies de

fratura após o teste.

Existe uma metodologia utilizada através da geometria para determinar se as

descontinuidades nas curvas de testes realmente fazem parte da tenacidade do aço

ou é apenas um fator pontual que poderá estar mascarando a informação. Quando

este exame não mostrar evidências claras de que a máxima extensão de “pop-in”

excedeu 0,04 b0, o seguinte procedimento pode ser usado para avaliar a

significância de pequenos “pop-in”: trace a tangente OA e uma linha paralela BC

passando pelo ponto de carga máxima associado com o “pop-in”; trace a linha BD

paralela ao eixo da carga; marque o ponto E em 0,95 BD, trace a linha CEF; marque

o ponto G em que a carga volta a aumentar. Se o ponto G estiver dentro do ângulo

BCF, o “pop-in” pode ser ignorado; caso contrário, os valores devem ser calculados

no ponto B (Figura 15).

48

Figura 15: Gráfico demonstrando a significância de pop-in, não pode ser ignorado.

Fonte: Fortes (2003).

Entre os métodos de avaliação desenvolvidos na MFEP encontram-se a

técnica do CTOD e a Integral J. Rice e Rosengreen (1968) propuseram o conceito

da integral J que, também, é um parâmetro aceito no regime elasto-plástico. Este

método é descrito pela norma BS 7448, mas não será abordado neste trabalho.

2.4 Fragilização pelo hidrogênio

Os aços API 5L possuem uma variedade de aplicações que envolvem a

presença de hidrogênio, na forma gasosa a alta pressão ou em ambientes líquidos.

A medida que os anos passam, a profundidade necessária para a exploração dos

poços de petróleo, também, aumentam. Com esse aumento, o ambiente no qual o

processo ocorre vem se tornando cada vez mais severo no que diz respeito à sua

ação corrosiva. Os metais tendem a reagir espontaneamente com os líquidos ou

gases do meio ambiente em que se encontram. Os meios nos quais os materiais

estão inseridos durante seu trabalho são de importância na determinação da

susceptibilidade deste material à fragilização pelo hidrogênio. Estas condições são

determinantes para os tubos que podem sofrer os efeitos de corrosão e propagação

de trincas intergranular e transgranular induzidas pelo hidrogênio.

0,95BD

49

O hidrogênio é um gás sem cheiro e sem cor, com alto valor calórico,

disponível em quantidades infinitas pela eletrólise da água, e é o elemento mais

abundante do universo. Não é poluente e, sendo assim, pode ser reutilizado (KOTZ;

TREICHEL JUNIOR, 2005). É um elemento leve, com uma estrutura atômica

constituída de um próton, um elétron e no seu estado natural está na forma de uma

molécula de gás H2. Possuindo apenas um elétron em sua camada eletrônica, o H

apresenta a possibilidade de ser ionizado (H+) como, também, a de aceitar mais um

elétron em sua última camada, tornando-a completa. O hidrogênio molecular pode

se dissolver no material fundido, mas, uma vez dissociado, ele será retido como um

soluto monoatômico após a solidificação. Os hidrocarbonetos são fontes de

hidrogênio, tanto os naturais como os sintéticos, e são amplamente utilizados, pois

constituem uma fonte de energia disponível hoje em dia. Sendo de importância para

a economia mundial, a extração, o processamento de hidrogênio e materiais que

contém hidrogênio representa um desafio para os engenheiros.

O termo fratura assistida pelo hidrogênio (FAH) parece ser mais apropriado

do que fragilização por hidrogênio, porque inclui não apenas o fato de que a fratura

sempre ocorre a menores tensões ou menores deformações, quando o hidrogênio

está presente, mas, também, pela possibilidade de que a fratura não seja

necessariamente frágil (THOMPSON, 1985). Em serviço, a fratura assistida pelo

hidrogênio pode estar associada a ambientes corrosivos ou, mais classicamente,

ocorre sob exposição ao hidrogênio gasoso, ou devido à possibilidade de

hidrogenação. Aços sujeitos à ambientes ácidos contendo H2S são sensíveis à

fratura sob a combinação de esforços de tração externamente aplicados e da

corrosão causada pelo ambiente ácido aquoso. A queda da ductilidade dos metais

constitui um desses efeitos provocados pela introdução do hidrogênio. Fraturas de

aços em tais ambientes podem ocorrer tanto por fragilização pelo hidrogênio quanto

por corrosão sob tensão.

A fratura induzida pelo hidrogênio (HIC) é uma espécie de fragilização por

hidrogênio que ocorre na forma de bolhas superficiais ou trincas internas na

ausência de tensões aplicadas. Desenvolve-se por um processo de corrosão na

presença de H2S em solução. As reações de corrosão do aço exposto a um gás

ácido são (Equações 23 e 24):

50

Reação anódica: Fe ------ Fe 2+ + 2e-

Reações de dissociação: H2S ----- H+ + HS-

HS- ------ H+ + S2-

Reações Catódicas 2 H+ + 2e- -- 2H (hidrogênio atômico)—H2gás

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

Par de aprisionamento

Porção elástica da energia de ligação(eV)

Energia devido à contribuição

eletrônica(eV)

Energia de ligação total(eV)

Ni-H -0,038 +0,16 +0,12

Ti-H -0,096 -0,32 -0,42

Zr-H -0,321 -0,32 -0,64

Cr-H -0,113 -0,16 -0,27

Mn-H -0,028 -0,08 -0,11

Mo-H -0,117 -0,16 -0,28

U-H -0,037 -0,24 -0,28

C-H -0,107 - -0,107

Nb, V-H - - POSITIVA

Ti, V-H - - -0,15 Fonte: Diesburg; Sponseller; Grobner, (1979)

O nióbio e vanádio têm energia total positiva, e, portanto, não aprisionam

hidrogênio ao contrário do titânio e vanádio.

O cromo (Cr) aumenta a resistência à corrosão, pois forma camadas de

óxidos de cromo que são impermeáveis ao hidrogênio. Para testes com baixos

valores de pH (pH=4) vários elementos como cromo e cobre têm o efeito de diminuir

a taxa de corrosão e a absorção de hidrogênio. Aços ABNT 4145 modificados ao Nb

apresentaram resistência à fragilização SSC aumentada para teores de cromo no

intervalo de 0,65 a 1,30%. Não se constatou o mesmo resultado para o mesmo aço

sem nióbio (MENDIBIDE; SOURMAIL, 2009). Considerando a influência benéfica do

63

Cu e Cr, estes elementos estão presentes nos aços de alta resistência e baixa liga

como o X65 para resistir ambientes com H2S.

Alumínio (Al): A prática mais comum adotada para remoção dos óxidos do

aço líquido é a desoxidação com Al, devido a requisitos de soldabilidade,

conformabilidade e tenacidade à fratura que demandam pequena quantidade de

inclusões não metálicas, implicando em um baixo teor de S e O. O alumínio

remanescente na solidificação no aço da solidificação, que não estiver na forma de

alumina, gera nitreto de alumínio, o qual possui um efeito refinador de grão.

Nióbio (Nb), Titânio(Ti): O nióbio reduz o tamanho de grão, aumenta a

resistência mecânica e a tenacidade. Embora o mecanismo exato pelo qual o nióbio

melhora a resistência à fragilização pelo hidrogênio não seja claro, foi proposto que

esteja relacionado com aumento da resistência ao amaciamento possibilitando

elevação da temperatura de revenimento para se alcançar as mesmas propriedades

mecânicas (MENDIBIDE; SOURMAIL, 2009). O Nb e Ti são elementos

estabilizadores da ferrita, impedem o empobrecimento de cromo via precipitação em

forma de carbonetos durante o aquecimento e/ou resfriamento lento em torno de

700°C, o que pode levar a um aumento da resistência local à corrosão. Aços ligas

com nióbio tendem a absorver menor quantidade de hidrogênio em ambiente ácido.

O Vanádio (V) proporciona aumento na resistência mecânica por precipitação

de VN na matriz ferrítica. Foi observado que para um aço ARBL, resistência

assistida ao hidrogênio em ambiente ácido melhora, quando ocorre redução da

densidade de discordâncias e o controle da morfologia dos carbonetos de aço. Aços

contendo vanádio apresentam menor densidade de discordância e, portanto, maior

resistência à corrosão em ambientes ácidos. Outra explicação do efeito benéfico do

vanádio é a precipitação de VC com raio de partícula entre 10-20nm que atua como

aprisionadores de hidrogênio.

Ensaios de HIC em metal base do grau X65 ao NbTi e NbV foram feitos por

Hillenbrand (2002), encontrando menores valores das relações de sensibilidades ao

trincamento (CSR), comprimento da trinca (CLR) espessura da trinca (CTR) para o

grau X65 micro-ligado ao NbV quando comparado com o X65 micro-ligado NbTi,

indicando maior resistência a HIC do aço micro-ligado ao NbV (NACE TM 0284-

2003, 2005).

64

2.4.4 Métodos de avaliação da susceptibilidade à fratura assistida pelo

hidrogênio

A fragilização assistida pelo hidrogênio pode ser estudada após a introdução

de H na rede cristalina mediante carregamento eletrolítico ou gasoso, e,

posteriormente, impor ao material solicitação mecânica. Para avaliação das

consequências da hidrogenação nos aços aplicados como “pipe line” (tubos) e vasos

de pressão (chapas) existem normas para padronização do controle de resistência

às trincas produzidas pelo hidrogênio introduzido (HIC) e com tensão (SSC) no

material. A norma NACE TM 0284-2003 (2005) estabelece métodos para avaliar a

resistência causada pela absorção de hidrogênio de uma solução corrosiva e analisa

a nucleação e propagação de trincas enquanto a norma NACE TM 0177 estabelece

métodos para avaliar a resistência causada pela absorção de hidrogênio e corrosão

anódica numa amostra com tensão. Para os dois testes são preparadas soluções

salinas com H2S com controle de temperatura, pressão, e monitoramento do tempo.

Nestas condições, consegue-se simular todo este fenômeno que ocorre com o tubo

durante sua aplicação, deixando o ambiente propício para que haja a

permeabilização do hidrogênio no aço para conseguir identificar o seu grau de

fragilização.

2.4.5 Hidrogenação

Dano por hidrogênio é uma das causas principais de falhas em equipamento

na indústria de óleo e gás. É causada pela dissolução do hidrogênio no aço como

um resultado da redução catódica de próton (H+) que acompanha a oxidação

anódica do ferro em meio ácido. Diversos modos de falhas podem ocorrer em

serviço, por exemplo, as trincas induzidas por hidrogênio (HIC) correspondentes a

trincas internas geradas pela recombinação do hidrogênio a moléculas gasosas em

certos locais apropriados no aço, como sulfeto de manganês ou bandas de perlita.

Este modo de falha não requer qualquer tensão externa.

A seleção se aços para ambientes de óleo e gás contendo H2S requer

ensaios apropriados para garantir resistência à formação de trincas em condições de

65

campo. Para SSC, regiões de severidade ambiental dependem principalmente do pH

e da pressão parcial de H2S , como ilustrado na Figura 22, onde o número da região

representa a severidade do menos severo (região 0) para a mais severo (região 3).

Figura 22: Regiões de trincamento sob tensão de hidrogênio de diferentes condições ambientais de acordo com a norma ISO 15156-2:2009 (2009).

Fonte: Kittel et al., 2010.

Este diagrama foi estabelecido em uma base empírica e é aceita na indústria.

A introdução do H no reticulado causa mudanças na microestrutura sob a forma de

um intenso trincamento superficial que ocorre mesmo sem qualquer carregamento

mecânico. A tendência é do hidrogênio dissociado (H+) se acumular em defeitos na

rede, geralmente discordâncias ou interfaces entre o metal e uma segunda fase ou

contornos de grãos, promovendo comportamento frágil, sendo que o modo de fratura

é geralmente restrito às regiões muito próximas da superfície externa (DIETZEL;

PFUFF, 1996). As amostras hidrogenadas por um período acima de 168 horas

apresentam numerosas trincas superficiais com diferentes morfologias.

Observa-se que no metal de base as trincas nucleiam-se nos contornos de

grãos e maclas, e principalmente dentro dos grãos. As trincas são retilíneas e, em

algumas regiões, paralelas. Isto ocorre porque o hidrogênio se acumula em sítios

preferenciais da rede. Estes sítios não estão alinhados com as direções de

escorregamento, desta forma favorecendo o trincamento na tentativa de aliviar a

tensão causada pelo H.

66

2.4.5.1 Conseqüência da Hidrogenação nos aços

Dados existentes na literatura (OLIVEIRA, 2006) sobre testes mecânicos

realizados em aços hidrogenados mostraram que:

a) a ductilidade diminui com o aumento do tempo de hidrogenação;

b) a exposição a atmosferas contendo hidrogênio altera o modo de fratura de

dúctil para frágil;

c) a introdução de H no reticulado causa uma tensão compressiva que

resulta em um aumento localizado no valor da dureza, enquanto o H está

no interior deste reticulado;

d) a tensão de fratura não é obrigatoriamente dependente da concentração

de H.

A presença do hidrogênio em alta concentração no aço como em locais onde

existem vazios na matriz, inclusões, segunda fase e impurezas, causam uma

anomalia bastante conhecida que é o empolamento pelo hidrogênio. Na figura 23,

temos as sequências da difusão do hidrogênio atômico na matriz do aço (a), depois

ocorre o acumulo do hidrogênio atômico em um vazio ou local com inclusão e

segunda fase (b), aplica-se a tensão onde as discordâncias encontram as barreiras

formadas pela presença do hidrogênio e começa a estrangular esta região (c), o

hidrogênio molecular com a forte pressão exercida naquela região, causa a

deformação plástica originando o empolamento ou inchaço do local(d).

Figura 23 Seqüência da origem do empolamento atômico. Fonte: Vianna, C.S. (2005).

67

O estudo do fenômeno de fratura assistida pelo hidrogênio utilizou corpos de

prova entalhados de vários materiais na condição de previamente hidrogenados,

(OLIVEIRA, 2006; VIANNA, 2005) chegando às seguintes constatações:

a) a carga suportada pelos corpos de prova entalhados diminuía com o nível

de hidrogenação a que era submetido o material; havia uma carga mínima

(valor crítico de carga) abaixo da qual a fratura não ocorria. À medida que

fosse utilizado um entalhe mais agudo a carga suportada pelo corpo de

prova, também, diminuía;

b) um recozimento à baixa temperatura (150°C) por 24 horas, a fim de

possibilitar a desgaseificação natural do Hidrogênio, propiciava uma

recuperação da resistência à fratura do material;

c) a nucleação de trincas ocorreu de forma superficial tendo sido verificado

que, quanto menos agudo o entalhe utilizado, mais para o interior do

material estas trincas se formavam.

2.4.5.2 Influência da Temperatura da Hidrogenação

Medições da permeação do hidrogênio é usado como um método alternativo

para avaliação dos mecanismos de trinca assistida pelo hidrogênio em aço, através

da determinação da concentração e propriedades de difusão. Em ambiente com

H2S, muitos autores têm usado medições de permeação eletroquímica para

avaliação em laboratório da susceptibilidade do aço a todas as formas de trinca

induzida por hidrogênio.

O comportamento de difusão do hidrogênio foi investigado por meio de teste

de permeação de hidrogênio em célula eletroquímica (Figura 24).

68

Figura 24: Teste de permeação de hidrogênio em célula eletroquímica. Fonte: Huang et al., 2010.

A difusividade aparente do hidrogênio em aços pode ser determinada pelo

tempo de relaxação obtido da curva de permeação do hidrogênio. A relação

existente entre a corrente no estado estacionário ( ∞I ), a espessura do corpo de

prova (L), o tempo de relaxação (τL), a permeabilidade ( ∞J L), a difusividade do

hidrogênio aparente (Dapp ) e a solubilidade do hidrogênio aparente ( appc ) são

convertido de acordo as equações 26, 27, 28 e 29:

O fluxo de hidrogênio (mol H m-2 s-1) através da membrana de aço foi medida

em termos da densidade de corrente em estado estacionário ( ∞I ) e convertido em

fluxo de hidrogênio de acordo com a equação 26:

FA

IJ ∞∞ =

A permeabilidade (mol H m-1 s-1) é definida pela equação 27:

FA

LILJ ∞

∞ =

(27)

(26)

69

onde:

A é a área exposta na célula eletrolítica, F constante de Faraday e L a

espessura da amostra (Huang et al., 2010).

A difusividade aparente do hidrogênio pode ser determinada pela a equação

28:

L

2

app 6

LD

τ=

A solubilidade do hidrogênio aparente pode ser determinada pela equação 29:

appapp D

LJc ∞=

A difusão atômica é o transporte de matéria através da matéria por difusão

atômica. O movimento atômico em sólidos é bastante restrito já que as forças de

ligações atômicas são elevadas. Entretanto, vibrações atômicas de origem térmica

permitem os movimentos atômicos. Os átomos apenas estão em repouso absoluto a

temperatura do zero absoluto (-273°C). Acima desta temperatura os átomos

começam a vibrar e saem de suas posições originais. À medida que a temperatura

aumenta, esse movimento atômico torna-se mais intenso. Para o átomo de

hidrogênio a difusão ocorre da mesma forma. Até mesmo em baixas temperaturas a

difusão de hidrogênio é considerada intensa. Após hidrogenação, quando irá ocorrer

a saturação do hidrogênio na microestrutura, se o teste de CTOD não for realizado

de forma imediata, é aconselhável que a amostra fique em um recipiente contendo

nitrogênio líquido, a fim de restringir a difusão do hidrogênio.

Park et al. (2008) evidenciaram que a difusividade aparente do hidrogênio

aumentou com o acréscimo da espessura do corpo de prova para espessuras

menores que 1mm (Figura 25) o que significa que a difusão controlada pelo volume

somente é garantida em espessura superior a 1mm. A solução aquosa contendo

H2S é corrosiva, e pode atacar a superfície da membrana o que dificulta a difusão.

Assim, a densidade de corrente catódica de 500µm/cm2 que estabilizou o

(28)

(29)

70

comportamento da curva de permeação e não induziu trincas internas durante o

teste de permeação, foi aplicada à membrana na célula de hidrogênio.

Figura 25: Efeito da espessura da membrana de aço na difusibilidade aparente.

Fonte: Park et al. (2008).

A Figura 26 mostra o efeito da densidade de corrente catódica aplicada na

estabilidade da curva de permeação de hidrogênio. Calculou-se, também, a curva de

permeação do hidrogênio na solução NACE contendo gás H2S em densidade de

corrente catódica aplicada de 500 µm/cm2,conforme mostrado na Figura 27. A partir

dessas curvas, foi possível calcular os parâmetros de difusão, conforme mostrado na

Tabela 5.

71

Figura 26: Efeito da densidade de corrente catódica Aplicada nos transientes de permeação do hidrogênio em solução A em temperatura ambiente.

Fonte: Park et al. (2008).

Figura 27: Transiente de permeabilidade para os aços carbonos. Fonte: Park et al. (2008).

72

Tabela 5: Valores de permeação do hidrogênio para os aços ensaiados.

Corpo de prova

Micro

estrutura Fração de DP/AF/B

Fração

M/A

Dapp

(x10-10m2/s)

JssL

(x10-9molHm-1s-1)

Capp

(xmolHm-3)

A1 F/DP 3,75 1,28 9,27 13,3 14,33

A2 F/AF 8,12 5,73 4,05 8,47 20,91

A3 F/DP 3,93 0,88 9,38 12,9 13,79

A4 F/B 9,38 4,45 4,44 12 27,13 Fonte: Park et al. (2008).

73

3 METODOLOGIA EXPERIMENTAL

3.1 Análise química e metalográfica

A liga foi produzida em convertedor LD, capacidade de 80 toneladas, sendo,

em seguida, vazada em panela para as adições de ferro liga. A temperatura de

vazamento é controlada e, posteriormente, transferiu-se a panela para o

desgaseificador. O tratamento foi realizado em baixas pressões e, em seguida, foi

feito o borbulhamento de argônio para flotações das inclusões do banho metálico e

incorporação à escória. Após tratamento de panela, foi feito lingotamento contínuo

para barras de seção redonda de 230 mm de diâmetro e comprimento de 6000 mm

em quatro moldes de cobre, refrigerados a água. Posteriormente, essas barras

foram laminadas para tubos de diâmetro 323,90 mm com temperatura de

acabamento na laminação acima da temperatura de austenitização do aço. Após a

laminação a quente, foi feito o tratamento térmico de têmpera seguido de

revenimento objetivando as propriedades mecânicas do grau X65. A austenitização

do tubo foi realizada com tempo de encharque suficiente para homogeneização

térmica em toda espessura de parede. Posteriormente, os tubos foram resfriados

rapidamente em um tanque com água na temperatura ambiente e, em seguida, foi

feito o revenimento com resfriamento ao ar. Posteriormente, as amostras foram

retiradas dos tubos para a realização dos ensaios mecânicos, metalográficos e

tenacidade à fratura.

Os corpos de prova do aço API-5L X65, para os ensaios mecânicos foram

cortados a partir do tubo cuja dimensão é apresentada na Tabela 6.

Tabela 6: Dimensão do tubo utilizado nos testes.

Aço Diâmetro Externo (mm) Espessura de parede (mm) Corrida do aço

X65 323,90 27,00 31232 Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).

O corte do tubo foi realizado em serra de fita seguindo a direção paralela à

laminação. As tiras foram cortadas e retificadas para as dimensões dos corpos de

74

prova 50x50 mm para análise em espectrômetro ótico de emissão (ASTM E1806-09,

2009).

As amostras para análise metalográfica foram cortadas, também, na direção

da laminação. Essas amostras foram fresadas e, posteriormente, preparadas em

lixas com granulometrias de 180, 240, 320, 400, 500, 600 e 1000 mesh. Em seguida,

foi realizado o polimento de acabamento em feltro impregnado com pasta de

diamante com dimensões 6, 3, 1 e 0,25 µm (ASTM E407-07e1, 2007). Essas

amostras foram observadas em microscópio ótico, marca Leitz, sem ataque e com

ataque de nital 3% para análise dos constituintes presentes. O tamanho de grão

austenítico, também, foi medido conforme norma ASTM E112-10 (2010) em

microscópio ótico após têmpera. O tipo e quantidade de micro-inclusão foram

avaliados, conforme norma ASTM E45-10e1 (2010).

3.2 Propriedades mecânicas.

3.2.1 Dureza

O teste de dureza foi realizado através do método Vickers (HV), conforme

ASTM E18-08b (2008). Foram realizadas leituras espaças de 120º ao longo da

seção transversal do tubo sendo 12 leituras na borda externa (1,5 mm da superfície

externa), 12 leituras no meio da parede e 12 leituras na borda interna para mostrar a

variação da propriedade em amostras tratadas termicamente. Com os valores da

carga e médias das diagonais da impressão, calculou-se o valor de dureza.

Na figura 28, 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.

75

Figura 28: Amostra de dureza com os pontos de impressão realizados, conforme procedimento para ensaio de dureza HV.

Fonte: Norma API 5L (2007).

3.2.2 Tração longitudinal

As amostras do ensaio de tração longitudinal foram do tipo cilíndrico,

conforme figura 29.

Figura 29: Corpo de prova de tração usinado. Fonte: Norma API 5L (2007).

76

Foram retirados corpos de prova no sentido longitudinal do tubo. Mediu-se o

diâmetro dos corpos de prova com paquímetro digital “Mitutoyo” (resolução de 0,001

m). O equipamento utilizado para o ensaio de tração foi uma máquina universal

Instron, modelo 1125, com acionamento servo-hidráulico e célula de carga de 70 t. O

valor do limite de escoamento foi obtido a partir do gráfico tensão em função da

deformação, a partir da deformação total de 0,5% medido pelo extensômetro. Esse

limite de escoamento foi utilizado para cálculo da variável força de fadiga no ensaio

de propagação de trinca e CTOD. O valor da carga máxima foi obtido no ponto onde

o coeficiente de encruamento é zero (ponto de instabilidade).

3.2.3 Impacto Charpy

As amostras usinadas para o ensaio de impacto Charpy foram obtidas da

seção transversal do tubo conforme figura 30, identificada com o número 2 . Utilizou-

se uma retifica plana para objetivar as dimensões de 10,0 mm dos corpos de prova.

O entalhe no corpo de prova foi realizado com fresa seguindo a direção de

laminação do tubo.

Figura 30: Orientação do corpo de prova: 1 – Sentido longitudinal e 2 – Sentido transversal Fonte: Norma API 5L (2007).

Foi utilizada uma máquina de ensaio Charpy instrumentada, marca Instron

Wolpert PW30, modelo SI-1D3, de capacidade máxima 406J. Esta máquina é

constituída, basicamente, de um pêndulo, dial de leitura, suporte para corpo de

77

prova, martelo e cutelo. Utilizaram-se, os meios de resfriamento, nitrogênio, água e

gelo, para se garantir as temperaturas de ensaio que foram de -197, -100, -90, -70, -

50, -30 e +20°C (temperatura ambiente). Para medição destas temperaturas foi

utilizado um termômetro de mercúrio.

Essa máquina de ensaio Charpy é dotada de interface, marca Impact 95, cuja

freqüência de aquisição de dados é de 1 MHz. Um medidor de deformação é colado

no martelo e o sinal de carga é enviado à interface. A coleta de sinal inicia-se no

contato do martelo com o corpo de prova. Esse sinal coletado em mV é convertido

em carga através de uma curva de calibração da máquina.

Esse sinal de carga em função do tempo, F(t), é utilizado para cálculo de

velocidade do pêndulo através da equação 30.

( ) ( )∫

−=

t

0

0 dttFm

1vtv

onde:

vo = Velocidade do impacto do pêndulo;

m = massa do pêndulo;

t = tempo.

A deflexão do corpo de prova em função do tempo, s(T) foi determinada da

integração da curva velocidade versus tempo (Equação 31).

( ) ( )∫=t

0

dttvts

A energia absorvida pelo corpo de prova em função do deslocamento, Ew(s),

foi determinada pela integração da curva força versus deslocamento (Equação 32).

( ) ( )∫=s

0

W dssFsE

(30)

(31)

(32)

78

3.3 Ensaio de tenacidade à fratura

O ensaio de CTOD foi realizado de acordo com as normas BS 7448 (1991),

Part I e ASTM E 1290 (2002). Este ensaio de tenacidade à fratura tem por objetivo a

medição da resistência de um material à propagação de trinca. Os corpos de prova

foram preparados e ensaiados no estado temperado e revenido (QT) e hidrogenado.

O parâmetro de tenacidade à fratura pela técnica de CTOD é baseado no controle

do deslocamento da trinca a partir da abertura do extensômetro de fratura (“clip-

gage”) montado na boca da trinca. É feito um registro gráfico da carga aplicada em

função do deslocamento da abertura do “clip-gage”. Outras variáveis como

geometria do corpo de prova, comprimento da trinca e propriedades mecânicas e

elásticas são consideradas para obter os valores de tenacidade a fratura conforme

equação 18.

Utilizou-se máquina de fadiga para o ensaio de tenacidade, marca Instron,

com capacidade de 10kN, dotado de “clip-gage” para medição da abertura da ponta

do entalhe. Na figura 31, tem-se foto do conjunto de equipamentos para realizar o

teste de CTOD.

Figura 31: Equipamento da INSTRON para teste de CTOD. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).

79

Uma câmara para controle da temperatura do ensaio foi utilizada, injetando-se

CO2 na câmara.

3.3.1 Preparação do corpo de prova

O corpo de prova utilizado é SE(B) do tipo 3 apoios. As dimensões e

acabamento das arestas estão mostrados na Figura 32:

Figura 32: Dimensões do corpo de prova tipo SE(B) escolhido para realização dos testes de CTOD.

Fonte: Elaborado pelo Autor (2011).

O prisma retangular é retirado no sentido longitudinal do tubo e usinado em

retífica plana de precisão, marca Mello, modelo P36, deixando o corpo de prova nas

dimensões e acabamentos finais. Posteriormente, preparam-se os entalhes dos

corpos de prova em fresadora, marca Romi, modelo D600 de disco com a ponta de

corte da ferramenta em ângulo V (Figura 33).

80

Figura 33: Fresamento do entalhe do corpo de prova CTOD. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).

Os corpos de prova foram medidos com paquímetro digital de 0-200mm ,

marca Mitutoyo, e montados na máquina Instron para abertura da pré-trinca de

fadiga à temperatura ambiente, utilizando-se carregamento cíclico e senoidal.

3.3.2 Pré-trinca por fadiga

Para a execução do ensaio de propagação de trinca, a norma BS 7448-1

estabelece que se deva ter uma pré-trinca mínima de 1,3 mm ou 2,5% da espessura

W, a fim de evitar que qualquer deformação plástica gerada após usinagem do

entalhe influencie o resultado de abertura da ponta da trinca. A trinca por fadiga se

inicia na ponta do entalhe. Para os corpos de prova com dimensões de 40 x 20 x

186 mm, o comprimento da pré-trinca juntamente com o entalhe deve estar entre 18

e 22 mm, que é correspondente a 0,45W a 0,55W respectivamente.

Com as dimensões do corpo de prova e resultados do ensaio de tração,

calculou-se a força necessária para executar a pré-trinca. A carga de fadiga (Ff)

usada foi calculada através da seguinte equação 33:

( )

σ+σ⋅=

s4

BboFf ry

2

(33)

81

A razão de carga utilizada nos ensaios foi de R = 0,1, obtendo o valor de Fmin

= 0,1Ff. Os valores da carga média Sp e amplitude ∆F, foram calculados a partir

das equações 34 e 35.

2

FFfSp min+

=

2

FFfF min−=∆

Em seguida, calculou-se K(a) equivalente (Equação 36).

( )WB

w

afFf

aK

⋅

=

Obtendo o K(a) equivalente pelas equações 37 e 38, calculou-se K1(a) e

∆K(a).

( ) ( )aK1,0aK1 ⋅=

( ) ( ) ( )aKaKaK 1−=∆

O corpo de prova é posicionado na máquina de modo que o crescimento da

trinca ocorra no sentido do vértice do entalhe. Neste momento, o extensômetro de

fratura é acoplado à amostra em lâminas pontiagudas de 2 mm que foram presas

junto à boca do entalhe. Aplica-se uma carga de 0,4 KN para prender o corpo de

prova e inicia-se a fadiga. Durante a fadiga, visou-se uma pré-trinca de 4 mm e

trabalhou-se com um valor da/dN < 1,0x10-4 mm/ciclo para evitar a deformação

plástica durante este estágio.

(34)

(35)

(36)

(37)

(38)

82

Os parâmetros geométricos do corpo de prova como largura (W), espessura

(B), distância entre apoios (4W), a freqüência de 25 Hz, o comprimento inicial da

trinca e a taxa de crescimento de trinca, limite de escoamento, resistência a tração,

coeficiente de Poisson 0,33, foram os dados informados ao software da/dN da

máquina. Com todas estas informações o equipamento inicia o processo de abertura

da pré-trinca com ciclo senoidal, que dura aproximadamente 45 minutos. Durante

este período foram feitas inspeções visuais com uma lupa e luz branca para um

eficiente acompanhamento do crescimento da trinca até o comprimento

determinado.

Após a abertura da trinca de aproximadamente 4 mm, verifica-se o desvio

máximo de crescimento da trinca de até 10° em relação ao eixo central do entalhe

no microscópio de analisador de imagem (Figura 34).

Figura 34: Técnica de medição do ângulo de propagação da trinca no analisador de imagens. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).

3.3.3 CTOD

Para o teste de CTOD, o corpo de prova foi posicionado na máquina de fadiga

entre os suportes e acoplado o extensômetro (Figura 35). Na seqüência, foi colocado

dentro da câmara com CO2 gasoso por tempo suficiente para alcançar a temperatura

83

de -30°C. A norma BS7448 Part I estabelece 1 minuto para cada 1 mm de

espessura, e a temperatura durante todo o teste não pode variar em ± 2°C, que foi

controlado pelo termômetro da câmara de CO2.

Figura 35: Corpo de prova usinado e montado para teste de CTOD. Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)

A velocidade de teste adotada foi de 1,00 mm/min e a umidade registrada do

ambiente da câmara foi de 35%. Todos estes parâmetros são introduzidos no

software KIC_CTOD, juntamente com a largura (W), espessura(B), distância entre

apoios (4W), o comprimento da trinca (entalhe+pré-trinca), o ∆K(a) máximo, o limite

de escoamento, a resistência à tração, o coeficiente de Poisson 0,33, o número de

ciclos de fadiga realizados para a abertura da pré-trinca e o valor do módulo de

elasticidade para este aço com valor de 206 GPa. O corpo de prova é centrado para

então acionar o software e iniciar o teste de CTOD.

As cargas e deslocamentos correspondentes aos eventos específicos no

processo de iniciação e extensão da trinca foram usados para determinar os valores

de CTOD correspondentes. A figura 36 mostra um gráfico típico do teste de CTOD.

84

Figura 36: Gráfico Carga x Deslocamento do “clip-gage” e obtenção do valor VP durante o teste de CTOD.

Fonte: Norma BS 7448.

Para valores de δc, δu e δm, a carga e o deslocamento no “clip-gage”

correspondentes são obtidos diretamente dos gráficos. No caso de uma curva

contínua suave, na qual a carga aumenta com o aumento do deslocamento até o

início de propagação instável da trinca ou “pop-in”, e onde não ocorreu um

significativo crescimento estável da trinca, o CTOD crítico, δc, deve ser determinado

a partir da carga e da componente plástica do deslocamento do “clip-gage”

correspondentes neste ponto. O valor de CTOD crítico de referência δc(*) foi

calculado, retirado do gráfico de CTOD de carga máxima, com o objetivo de analisar

os valores de tenacidade à fratura na região onde não houve grande propagação de

trinca, no cotovelo da curva, com crescimento de trinca instável. Para o CTOD de

carga máxima, δm, o teste foi realizado até o ponto máximo da curva e foi

determinado a partir da carga e da componente plástico Vp referente e este ponto.

Através do gráfico, foi obtido o valor Vp correspondente à componente plástica do

deslocamento da abertura na boca do entalhe através do seguinte procedimento:

Traça-se uma tangente, partindo da origem, à curva obtida (Carga x Vp);

85

No ponto correspondente à carga máxima ou o ponto de carga para o CTOD

crítico, traça-se uma reta paralela à tangente;

No ponto onde a paralela à tangente corta o eixo X lê-se o valor

correspondente a Vp (Figura 36).

O valor de CTOD é determinado através do conhecimento do tamanho real da

trinca. Para isso, após o ensaio, o corpo de prova foi rompido em temperatura de

- 196 °C com martelo. O corpo de prova ficou imerso em nitrogênio líquido por 15

minutos, para que a fratura do comprimento remanescente da amostra deformada

seja visualmente diferente da propagação da fratura ocorrida durante o teste CTOD.

Na figura 37, mostra-se o método para encontrar a trinca média real inicial (a0)

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 37: Método para medição da trinca e propagação durante o teste de CTOD. Fonte: Fonte: Norma BS 7448.

Para obtenção do valor de ∆ap correspondente a cada corpo de prova foi

marcado a posição da frente da trinca pós-fadiga, identificada na figura acima como

86

a região “escura” chamada crescimento de trinca. Quebrando-se, posteriormente, o

corpo de prova a baixa temperatura de forma a se evitar deformação plástica

adicional. O valor inicial da trinca, a0, e o final, ap, foram obtidos como a média entre

os comprimentos da propagação das trincas em pontos igualmente espaçados ao

longo da espessura do corpo de prova (seção transversal).

Após este procedimento, foram obtidas as variáveis para cálculo do valor de

CTOD de acordo com a equação 18.

Na Tabela 3 é mostrado o fator de forma f(a0/W) em função dos parâmetros

geométricos do corpo de prova.

3.3.3.1 CTOD de Iniciação

Para obter o valor do CTOD de iniciação (δi 0.2) que corresponde ao valor

quantitativo de tenacidade a fratura quando ocorre à propagação da trinca de 0,2

mm, tem-se a seguinte metodologia:

Os valores de CTOD são calculados para vários corpos de prova e colocados

em gráfico contra a extensão física da trinca (∆ap) correspondente. A linha de

tendência R deve conter seis pontos distribuídos dentro da faixa de propagação de

trinca especificada para o aço que está sendo testado. Através desta linha de

tendência consegue-se obter o valor de CTOD de iniciação traçando uma linha

vertical ∆ap = 0,2mm e a interseção da curva R com a linha vertical ∆ap = 0,2 mm é

o valor de δi.

Com objetivo de atender aos requisitos para traçar a linha de tendência e

obter o valor do CTOD de iniciação, foi considerado o seguinte procedimento:

Realiza-se o primeiro teste de CTOD para cada condição utilizando toda a

abertura válida do “clip-gage” considerando este ponto como o máximo.

Observa-se o momento em que a trinca de fadiga foi aberta devido à

deformação plástica da amostra e marca-se este ponto como o mínimo da curva.

Com os extremos encontrados, escolhe-se pontos aleatórios dentro do

intervalo para construir a linha de tendência por regressão.

87

O próprio programa KIC_CTOD retira do gráfico o valor de VP e utiliza na

fórmula de CTOD. Após ter-se atingindo o valor desejado, interrompe-se o ensaio e,

posteriormente, fratura-se o corpo de prova para exame de suas superfícies de

fratura.

3.4 Ensaios de corrosão

3.4.1 Hic test

As amostras padronizadas para o teste HIC foram retiradas no sentido

longitudinal, ao longo da circunferência do tubo e espaçados de 120°. As dimensões

das amostras estão mostradas na Figura 38: 100 +/-1 mm de comprimento, 20 +/- 1

mm na largura e a mesma espessura do tubo.

Figura 38: Corpo de prova para ensaio de HIC TEST NACE TM 0284. Fonte: NACE TM 0284.

Os corpos de prova foram usinados das superfícies externa e interna do tubo.

A usinagem deve ter os últimos dois passes com desbaste máximo de 0,05 mm de

material removido, a fim de se evitar concentrações de tensões nas amostras.

88

A hidrogenação no corpo de prova retangular foi realizada, conforme norma

NACE TM 0284-2003 (2005). O ensaio consiste em uma exposição da amostra sem

carga aplicada em duas soluções padronizadas para teste. A solução A é composta

de 50 gramas de cloreto de sódio e 5 gramas de ácido acético diluídos em água em

solução saturada H2S na temperatura e pressão ambiente. A solução B composta de

50 gramas de cloreto de sódio, 25 gramas de ácido acético e 4,1 gramas de acetato

de sódio diluídos em água saturada de H2S na temperatura e pressão ambiente. Os

reagentes para a solução A e B devem ser gás nitrogênio purgando, gás de H2S,

NaCl, CH3COOH em água destilada. Após da etapa de desoxigenação, a solução foi

saturada pelo borbulhamento de gás a pressão ambiente. Ensaio de exposição em

HIC foi feito em recipiente de vidro padrão. Todos os testes foram segundo norma

NACE TM0284-2003, incluindo três replicações para cada condição em uma relação

volume/ área maior que 3 ml/cm2 . As medições de pH na solução teste foram feitas

e os ajustes foram realizados se o valor estava ou não na faixa de -0,1/+0,3

unidades de pH para o nível desejado. Após cada teste, todos os corpos de prova

foram inspecionados utilizando ultra-som, marca ULTRAPAC, e um transdutor

15MHz , diâmetro de 6 mm. Para cada corpo de prova, a área total dos defeitos

(CAR) foi calculada pela relação entre a área do defeito pela área total do corpo de

prova no plano da seção transversal. Os valores do CAR foram de acordo com as

médias aritméticas dos três ensaios realizados. Esses valores de CAR guardam

relação com CLR (relação do comprimento de trinca) que podem ser determinados

das seções transversais de acordo com o procedimento NACE TM0284-2003.

O cálculo das reações de sensibilidades ao trincamento (CSR), comprimento

da trinca (CLR) e espessura da trinca serão conforme as equações previstas na

norma NACE TM 0284-2003 (2005) (Equações 39, 40 e 41).

( )( )

%100TW

baCSR ×

++Σ

=

( )( )

%100W

aCLR ×

Σ=

(39)

(40)

89

( )( )

%100T

bCTR ×

Σ=

onde:

W = largura da seção dos corpos de prova;

a = o comprimento da trinca;

b = espessura da trinca;

T = espessura da amostra.

3.4.2 Hidrogenação

Os corpos de prova hidrogenados para o ensaio CTOD foram imersos durante

tempos de 96 e 168horas nas soluções A e B (Tabela 7).

Tabela 7: Condições da hidrogenação realizadas nas amostras de CTOD.

Grupo Condição

I Solução ácida do tipo A com exposição de 96 horas

II Solução ácida do tipo A com exposição de 168 horas

III Solução ácida do tipo B com exposição de 168 horas Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011).

Os valores obtidos no ensaio seguiram a mesma metodologia descrita

anteriormente no ensaio de CTOD.

3.5 Análise da Propagação da Trinca após Ensaio de CTOD.

Os corpos de prova rompidos após ensaio de CTOD foram preparados em

cortes de pequenas amostras para a análise fractográfica em microscópio Eletrônico

de Varredura, em equipamento da marca JEOL, com magnificações de 16 a 2000x.

(41)

90

A região de interesse foi onde ocorreu a propagação da trinca durante o

ensaio de CTOD (Figura 39). O objetivo é avaliar as evidencias de um carregamento

por hidrogênio na superfície de fratura das amostras de tubos de aço.

Figura 39: Factografia da região de interesse (∆ap) para avaliação do comprimento da propagação da trinca após ensaio de CTOD.

Fonte: Elaborado pelo Autor. (2011)

Pré trinca por

fadiga

Região de

Interesse

Fratura frágil

91

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES

4.1 Composição química

A Tabela 8 mostra a composição química do aço utilizado nesse trabalho e os

valores requeridos, conforme norma API 5L para o grau X65. As somas dos

elementos de ligas não ultrapassaram 2% em peso, caracterizando o material como

baixa liga e de boa soldabilidade com percentuais baixos de carbono equivalente e

PCM. A presença do manganês que é o principal elemento químico que caracteriza

bem as propriedades deste aço com boa tenacidade e ductilidade após tratamento

térmico. A presença de Nióbio e Vanádio ajuda no refino de grão, tornando esta

microestrutura mais homogênea. O Cromo coopera para alcançar uma boa

resistência a corrosão e aumenta as propriedade mecânica. O Alumínio e o Silício

contribuem pelo processo de eliminação das impurezas geradas durante a

fabricação do aço na Aciaria.

Tabela 8: Resultados de composição química do aço X65

Dimensão-mm C% Mn% P% S% Si% Cu% Ni% Cr% Mo% Al% Nb% V% Ti% CE% PCM

323.9 x 27.0 0,09 1,41 0,010 0,002 0,26 0,01 0,01 0,06 0,06 0,032 0,028 0,04 0,002 0,358 0,183

API 5L (max) 0,14 1,70 0,025 0,015 0,45 0,50 0,50 0,50 0,50 - - - - 0,430 0,250

Fonte: Elaborado pelo Autor. (2010).

4.2 Metalografia

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.


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.


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.


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.


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


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.


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


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.


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


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.


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.


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.


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



4.4.3 CTOD em amostras hidrogenadas em solução A por 168 horas


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.


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


Posteriormente ao processo de abertura da pré-trinca por fadiga as amostras foram

hidrogenadas, com a seguinte análise da solução (Tabela 23):


Solução A – 168 horas



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).



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


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.


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.


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:



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



4.4.4 CTOD em amostras hidrogenadas em solução B por 168 horas


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.


CP 19 19,99 40,07 13,27 26,56 75183

CP 20 20,00 40,05 13,28 26,56 61275

CP 21 19,99 40,07 13,28 26,56 61269

CP 22 19,99 40,09 13,88 26,86 60558

CP 23 19,97 40,06 13,70 26,80 61641

CP 24 19,99 40,05 13,74 26,82 69107 Fonte: Elaborado pelo Autor.. (2011)

Posteriormente as amostras foram hidrogenadas, obtendo os seguintes

resultados após análise da solução (Tabela 27):


Solução B – 168 horas



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.


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:



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



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.


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.


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.


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.


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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avaliação da tenacidade à fratura pela técnica de ctod para o tubo